JPH0260752B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、耐熱性並びに強度に優れた断面の円
形な非晶質金属フイラメントに関するものであ
る。 （従来の技術） 溶融金属から直接金属フイラメントを製造する
方法は、安価な金属フイラメントの製造方法であ
る。しかも、得られた金属フイラメントが非晶質
構造を有するならば、化学的、電気的、物理的に
数多くの優れた特長を有しており、電気及び電子
部品、複合材、繊維素材等の多くの分野において
実用化される可能性が極めて強い。特に非晶質合
金の場合、適切な合金組成を選択することによ
り、従来実用化されている結晶金属、結晶合金に
比べ、強度が著しく高く、加工硬化もなく、非常
に粘い等の優れた機械的性質を有しているので、
断面が円形で、太さ斑の少ない非晶質金属フイラ
メントを得ることができるならば、将来有望な各
種工業資材として大いに期待される。 非晶質金属に関しては、「日本金属学会報」No.
３、Vol.15（1976年）、「サイエンス」No.８（1978
年）等にすでに知られているとおりである。この
ような優れた特性を有する非晶質金属について、
断面が円形な高品位のフイラメントを、溶融紡糸
という簡便な製造方法で得ることが強く嘱望され
ている。 現在、溶融金属から直接冷却液体中に紡出固化
して断面の円形な非晶質金属フイラメントが得ら
れるのは、Pd_77.5−Cu₆−Si_16.5系合金（数字は原
子％）のように、臨界冷却速度が10³℃／秒程度
の合金に限られている（Scripta metallurgica
Vol.13、1979年、P463〜467）。合金の非晶質化
の難易は、金属の種類や組成に大きく依存し、特
に実用材として重要なFe、Ni、Co系合金の臨界
冷却速度は、およそ10⁵〜10⁶℃／秒の範囲にあ
り、冷却液体中では冷却速度が遅いため、断面の
円形な非晶質金属フイラメントは得られにくいと
されている。すなわち、現在Fe、Ni、Co系合金
の非晶質金属を得るには、冷却速度の速いガン
法、ピストン・アンビル法、ロール急冷法、遠心
急冷法、プラズマ・ジエツト法等が採用されてい
る。しかし、上記の方法のうち、ロール急冷法及
び遠心急冷法以外は、すべて不定形板状のものし
か得られない。ロール急冷法、遠心急冷法におい
ても、定形リボン状のものしか得られていないの
が実状であり、偏平なるがゆえに特殊な用途以外
には使用できないという欠点を有している。 このリボン状の非晶質金属フイラメントの製造
方法は、前述した非晶質合金に関する文献をはじ
め、特開昭49−91014号（U.S.3856513）、特開昭
53−125228号、特開昭53−125229号、特開昭52−
88219号、特公昭52−50727号、特開昭50−101203
号、特開昭51−4017号、特開昭51−109221号
（DT2606581、FR2301605）、特開昭53−12719
号、特開昭53−12720号、特開昭52−133826号
（DT2719710、FR2350159）、特開昭52−88220号
等、多くの特許公報によつて知られている。 このように、従来の非晶質金属フイラメントの
製造方法は、溶融金属を急冷体の表面に噴射して
行う原理に基づいているため、接触した面での偏
平化は避けられず、断面の円形なフイラメントを
得ることは到底不可能であつた。ロールの表面に
丸い溝をつけて、そこに溶融金属を噴射して断面
を円形化しようという試みもなされたが、非常に
細いその溝の中に溶融金属が正確に噴射すること
ができない等、技術的には非常に成功の可能性の
小さいものであつた。 一方、溶融金属から直線断面の円形な金属フイ
ラメントを得るため、数多くの製造法が開発され
ている。その一つの方法として、非常に不安定な
低粘性金属流が連続性を保つている間に冷却固化
される、いわゆる現在多量生産されている合成繊
維の溶融紡糸と同様の方式がある。例えば、特公
昭45−24013号公報には、かかる冷却固化にかか
わる安定化手段として、金属と反応性のある雰囲
気ガス中に紡出し、溶融フイラメント表面に酸化
あるいは窒化皮膜を形成する方法が提案されてい
る。ところが、この提案について詳細に検討して
みると、皮膜の形成だけでは溶融金属を固化状態
と同様に安定化することは極めて困難である。ま
してや、この方法は、酸化あるいは窒化皮膜等を
形成する特定の金属しか採用できない。 また、特公昭44−25374号公報は、溶融金属の
冷却方法に極めて有用な一手段を提供するもの
で、特に融剤粒子を不活性ガス中に浮遊する状態
でコロナ放電によるイオン化領域中に噴霧し、こ
の融剤の潜熱を利用して溶融金属を冷却固化する
方法は注目に値する。この同様の冷却方法に関し
ては、例えば、特開昭48−56560号公報、特開昭
48−71359号公報にも、泡沫密集又は気泡中に溶
融金属を紡出し、冷却固化する方法が提案されて
いる。しかるに、いずれの方法においても、冷却
固化速度はかなり遅く、紡糸流の化学的又は静電
気的安定化はまだ不十分である。 また、他の方法として「化繊月報」No.７（1974
年）P61に記載の、ガラス管中に銅、銀、その他
チツプ状の金属を入れ、これを誘導加熱コイルに
よつてガラス管と金属を加熱溶融し、下部より予
め加熱したガラス棒で引つ張り出して巻き取る、
ガラスの曳糸性を利用した金属の複合糸法があ
る。しかしながら、この複合紡糸法は、ガラスの
溶融粘度と金属の溶融温度との特定の組み合わせ
の場合のみ有効であり、すべての金属に利用でき
るには至つていない。しかも、複合紡糸であるが
ゆえに溶融部、紡糸ノズル部の構造が複雑で、か
つ高度の精密性が要求される。そのうえ、金属フ
イラメントとして使用するには、外周部のガラス
皮膜を除去する必要があり、製造コストが高く、
工業化するには多くの問題を含蓄している。 また、特開昭49−135820号公報のごとく、紡糸
した溶融金属を並流する冷却液中に噴出した金属
フイラメントを製造する方法も提案されている
が、紡糸した溶融金属と冷却液が同速かつ低速
（200ｍ／分以下）で、並流なるため、後述のごと
く冷却能が不十分である。しかも、冷却液が重力
による自然落下流なるため、紡糸した溶融金属と
の衝突、沸騰、対流により冷却液及び液面を安定
に保持することが非常に困難で、断面の円形な高
品質の非晶質フイラメントを得ることができな
い。さらに、固化したフイラメントを連続的に直
接巻き取ることは、工業的にも非常に難しい。 また、回転ドラムの中に冷却液体を入れ、遠心
力でドラムの内壁に液膜を形成させ、この液膜中
に溶融した鉛のジエツトを噴出し、断面の円形な
鉛の連続細線を製造する方法が、昭和53年度日本
金属学会・秋期大会（第83回、於：富山）の講演
予稿集タイトルNo.331、特開昭55−64948号公報に
記載されている。しかし、この方法は、鉛のよう
な曳糸性の良い低融点金属ではじめて適用できる
ものであつて、特に、この方法の実施の際の必要
条件と記載されている溶融金属流の噴出速度をド
ラムの回転速度より速くする条件では、非晶質合
金の高品質連続細線化は到底不可能であつた。し
かも、この方法で得られた鉛の連続細線は、非晶
質ではなく、断面の真円度も低く、湾曲し、長さ
方向の太さ斑も大きく、実用に供せるものではな
かつた。 （発明が解決しようとする課題） そこで、本発明者らは、先に実用材料として重
要なFe、Ni、Co金属元素に半金属元素を種々組
み合わせた合金を用い、回転冷却液体中に溶融金
属を導いて急冷固化した時、どの金属元素が優れ
た細線形成能を有するかについて検討した。その
結果、Ni基合金は回転冷却液体中でほとんど球
状のシヨツトとなり、細線形成能が劣ることが判
明し、一方、原料価格の一番安いFe基合金が非
常に優れた細線形成能を有しており、Co基合金
がFe基合金に比べやや劣る細線形成能を有して
いる。ここでいう細線形成能とは、回転冷却液体
中に溶融金属流を紡出して冷却固化した時に、断
面が円形で、長さ方向に太さ斑のない均一な連続
フイラメントを形成し得る性質をいう。 実例を挙げてより詳細に説明すると、Ni基合
金の代表的なNi−Si−Ｂ系合金は、遠心急冷法
によつて非常に簡単な均一な非晶質連続偏平フイ
ラメントが得られることは周知のことである。し
かし、溶融金属流を回転冷却液体中に紡出して急
冷固化しても、連続フイラメント状のものはほと
んど得られず、ほとんど球状のシヨツトとなる。
また、臨界冷却速度が1.8×10³℃／秒と遅いPd₈₂
−Si₁₈（原子％）合金も、回転冷却液体中で急冷
固化すると、ほとんど球状のシヨツトとなり、細
線形成能が劣つているが、この合金にCuを付与
したPd−Cu−Si系合金は、優れた細線形成能を
有しており、非常に均一で断面の円形な非晶質連
続フイラメントを得ることがきる。しかし、この
合金は非常に高価である。 次に、合金の非晶質化に寄与する半金属元素の
細線形成能との関係についても検討してみると、
半金属元素の種類、組み合わせによつても回転冷
却液体中での細線形成能に驚くほど差があり、例
えば、前述のごとく、非常に優れた細線形成能を
有するFe、Co金属元素に半金属元素を付与した
合金系について回転冷却液体中での細線形成能に
ついて比較検討すると、Fe−Si−Ｂ≧Fe−Ｐ−
Si≧Co−Si−Ｂ≧Fe−Ｐ−Ｃ系合金の順に優れ
た細線形成能を有しており、Fe−Ｐ−Ｂ、Fe−
Ｃ−Ｂ系合金はほとんど細線形成能を有していな
い。上述のごとく、金属元素及び半金属元素の種
類によつて明らかに回転冷却液体中での細線形成
能が著しく異なる。その理由については、現在ま
だ明確にすることができないが、多分、溶融金属
流の粘性、表面張力、冷却速度、回転冷却液との
物理的、化学的作用等が影響していると考えられ
る。しかも、細線形成能と同様に、非晶質形成能
についても、付与する半金属元素の種類によつて
大きく左右され、一般には、Fe−Ｐ−Ｃ≧Fe−
Si−Ｂ＞Co−Si−Ｂ≫Fe−Ｐ−Si系合金の順に
非晶質形成能が高く、Fe−Ｐ−Si系合金では、
均一な連続細線が得られても、非晶質形成能が低
いため、非晶質構造を有したものは得にくい。 これより、実用材として重要なFeを主体とす
る合金よりなり、断面の円形な非晶質金属フイラ
メント及び非晶質形成能を有する合金を、紡糸ノ
ズルから冷却液を含有する回転体中に噴出して冷
却固化させた後、該回転体の回転遠心力で該回転
体の内壁に連続的に巻き取るに際し、該回転体の
周速度を紡糸ノズルから溶融金属が噴出される速
度と同速にするか、又はそれより速くさせて、断
面の円形なる非晶質金属フイラメントを製造する
方法について提案し、特許出願した。しかし、こ
の方法では、非晶質金属フイラメントを得るには
十分ではなかつた。 （課題を解決するための手段） 本発明者らは、上記の問題点を解決すべく鋭意
研究した結果、特定の合金組成と線径及び長さ方
向の太さ斑を規定することにより、フイラメント
自体の強力、伸度のバラツキが少なく、しかも加
工中に破断がおきにくいという断面の円形な高品
質の非晶質金属フイラメントが得られることを見
出し、本発明を完成した。 すなわち、本発明は、Si17.5原子％以下で、B5
〜22.5原子％で、SiとＢとの和が17.5〜32.5原子
％であり、さらにNb、Taの何れか１種又は２種
を合計で10原子％以下含み、残部が実質的にFe
からなる合金よりなり、下記一般式（）を満足
する線径を有し、かつ断面が円形で、長さ方向の
太さ斑が6.0％以下である非晶質金属フイラメン
ト及びSi17.5原子％以下で、B5〜22.5原子％で、
SiとＢとの和が17.5〜32.5原子％であり、さらに、
Na、Taの何れか１種又は２種を合計で10原子％
含み、かつ副成分として、(i)Co及びNiの何れか
１種又は２種0.01〜40原子％、(ii)Cr及びMoの何
れか１種又は２種0.01〜10原子％及び(iii)Ｗ、Mn、
Ti、Zr、Ｖ、Al、Pd、Be、Au、Cu、Zn、Cd、
Sn、As、Sb、Hf、Bi、Ｐ、Ｃ、Ge及びＳの何
れか１種又は２種以上0.01〜５原子％からなる群
より選ばれた金属の１種又は２種以上を合計量で
0.01〜40原子％含有し、残部が実質的にFeからな
る合金よりなり、下記一般式（）を満足する線
径を有し、かつ断面が円形で、長さ方向の太さ斑
が6.0％以下である非晶質金属フイラメントを要
旨とするものである。 D_F≦270−９｜Si−10｜−25｜Ｂ＋Si／２−20｜
………（） 〔ただし、D_Fはフイラメントの線径（μｍ）、Si
は合金中のSi原子％、Ｂは合金中のＢ原子％を表
す。〕 本発明の非晶質金属フイラメントは、以下に示
す合金よりなつており、そのフイラメントの長さ
方向の太さ斑は、以下の実施例が示すごとく6.0
％以下と優れた均一性を有している。この長さ方
向の太さ斑が非常に少ないということは、そのフ
イラメントの強度、伸度のバラツキが少なく、し
かも非晶質金属フイラメントが伸線加工、撚り加
工、織り加工、編み加工等が二次加工が必要であ
るため、その加工中に非晶質金属フイラメントの
破断がおきにくいということを示している。 本発明の非晶質金属フイラメントを製造するに
は、例えば、以下に示す製造方法で行えばよい。 まず、本発明における合金について説明する
と、前記したとおり、実用材として重要なFe、
Ni、Co系合金の中で、Fe−Si−Ｂ系合金が回転
冷却液体中において優れた細線形成能と非晶質形
成能を兼備している。 また、Fe−Si−Ｂ系合金中のSiとＢの付与量
により非晶質形成能が大きく影響される。すなわ
ち、SiとＢの付与量は、Si17.5原子％以下、B5〜
22.5原子％で、SiとＢとの和が17.5〜32.5原子％
であることが必要で、SiとＢの付与量をこれより
増加させても、減少させても、非晶質形成能は低
下する。 次に、前記Fe−Si−B3元系合金の他の金属元
素Nb、Taの何れか１種又は２種を合計で10原子
％以下であれば、非晶質形成能及び細線形成能を
低下させずに、耐熱性（結晶化温度）及び強度を
向上させることができる。10原子％より多く添加
すると、耐熱性はより向上するが、細線形成能が
低下し、連続細線を得るのに好ましくない。ま
た、前記合金（Fe−Nb−Sf−Ｂ、Fe−Ta−Si
−Ｂ、Fe−Nb−Si−Ｂ系合金）にCo及びNiの何
れか１種又は２種0.01〜40原子％の付与量であれ
ば、非晶質形成能と細線形成能をほとんど変えず
に、ノズル塞り、汚れ及び電磁気特性等を改良す
ることができる。そして、(ii)群及び(iii)群のうち
で、主に耐熱性及び機械的特性を向上させる元素
は、Cr、Mo、Ｖ、Ｗ、Ti、Zr、Be、Mn、Sn、
Hfであり、耐腐食性を向上させる元素は、Cr、
Mo、Ti、Al、Pd、Ｖ、Ｗ、Au、Cu、Zr、Cd、
As、Sbであり、しかも、(ii)群のCr及びMoの何
れか１種又は２種で10原子％以上、(iii)群のＷ、
Mn、Ti、Zr、Ｖ、Al、Pd、Be、Au、Cu、Zn、
Cd、Sn、As、Sb、Hf、Bi、Ｐ、Ｃ、Ge及びＳ
の何れかは１種又は２種以上で５原子％以上添加
すると、非晶質形成態又は細線形成能が低下し、
回転冷却液体中で冷却固化して均一な非晶質金属
フイラメントを得るのに困難となる。また、前記
合金系に、非晶質形成能及び細線形成能に悪影響
を与えない範囲内で、他に元素を微量添加するこ
ともできる。 次に、本発明において、前述のごとく、合金中
のSiとＢの付与量によつて回転冷却液体中での非
晶質形成能が大幅に変化するため、非晶質金属フ
イラメントを得るための紡出ノズルの孔径D_N（μ
ｍ）とSi及びＢとの付与量の関係について研究し
た結果、紡出ノズルの孔径D_N（μｍ）が下記一般
式（）を満足するように選定することが望まれ
る。 D_N≦270−９｜Si−10｜−25｜Ｂ＋Si／２−20｜
………（） 〔ただし、D_Nは紡出ノズルの孔径（μｍ）、Siは
合金中のSi原子％、Ｂは合金中のＢ原子％を表
す。〕 この紡出ノズルを用いて得られるフイラメント
の線径D_F（μｍ）は、紡出ノズル孔径D_N（μｍ）
と同じか又はやや細めとなる。この式（）を満
足しない紡出ノズル孔径D_Nを用いて、本発明に
おける合金を溶融紡糸して回転冷却液体中で冷却
固化させても、得られるフイラメントは結晶構造
を有し、脆く、非晶質金属としての特長を有して
おらず、実用性の乏しいものとなる。 本発明に用いられる冷却液とは、例えば、純粋
な液体、溶液、エマルジヨン等をいい、紡糸した
溶融金段と反応して安定な表面を形成するもの、
あるいは紡出した溶融金属と化学的に非反応性な
ものであればよい。特に、その冷却液中で急冷し
て断面が円形で均一な非晶質連続フイラメントを
得るには、適切な冷却速度能を有するものを選定
すると同時に、冷却液及び液面が安定して乱れ
ず、しかも人為的に攪拌によつて冷却速度をより
上昇させることができるものが望ましい。特に、
常温もしくは常温以下の水又は金属塩等を溶解し
た電解質水溶液を用いることが好ましい。 一般に、溶融金属を冷却液に接触させて急冷す
る過程は、だいたい３つの段階に分かれていると
考えられている。第１段階では、冷却液の蒸気膜
が金属全体を覆う期間で、冷却は蒸気膜を通して
放射によつて行われるので、冷却速度は比較的遅
い。第２段階では、蒸気膜が破れ、激しい沸騰が
連続的におこり、熱は主として蒸発熱として奪わ
れるので、冷却速度は最も速い。第３段階では、
沸騰が止まり、冷却は伝導と対流によつて行われ
るので、冷却速度は再び小さくなる。すなわち、
急速な冷却を行うためには、(イ)第１段階をできる
だけ短くして、速く第２段階に達するような冷却
液を選ぶこと、(ロ)なるべく速く、人為的な手段に
よつて冷却液又は冷却しようとする溶融金属を速
やかに動かし、第１段階の蒸気膜を破壊し、速く
第２段階の冷却に移らせることが最も有効であ
る。その一例として、強烈に攪拌した水の冷却速
度は、静止水に比べ約４倍になることで十分理解
できる。要するに、冷却速度を上昇させるには、
冷却液として沸騰点が高いこと、蒸発の潜熱が大
きく、その意味からも冷却を速めるごときもので
あること、蒸気又は気泡の逸散が速いため、流動
性が良いこと等が必要条件となる。もちろん、そ
の他に安価なこと、変質しないこと等の問題のあ
ることはいうに及ばない。しかも、人為的に速く
第１段階の蒸気膜を破壊させて第２段階の冷却に
移らせ、かつ冷却液及び冷却液面を常に安定に保
持させるには、冷却液を回転体に含有せしめるこ
と、冷却速度を人為的に上げるには、比熱の大な
る冷却液を用いること、回転体の回転速度を速く
すること、紡出ノズルより噴出される溶融金属の
速度を速くすること、紡出した溶融金属の冷却液
面に対する導入角を大きくすること、紡出ノズル
と冷却液面との距離を近くすることが望ましい。 紡出した溶融金属の冷却液面に対する導入角と
は、紡出した溶融金属が冷却液面に最初に接した
点における接線と紡出した溶融金属とのなす角を
いう。 次に、本発明を図面によりさらに詳細に説明す
る。第１図、第２図及び第３図は、本発明の一実
施態様を示す装置で、第１図及び第２図は横型装
置の概略図、第３図は縦型装置の概略図である。
１は溶融紡糸すべき原料金属３を入れるルツボ
で、このルツボ１は、適当な耐熱性物質、例え
ば、石英、ジルコニア、アルミナ、窒化ホウソ等
のセラミツクよりなる。このルツボ１は、１個以
上の紡出孔を有するノズル２を有しており、金属
フイラメントの所望の直径の大きさに近い。材質
はルツボ１と同様、耐熱性物質からなり、石英、
ジルコニア、アルミナ、窒化ホウソ等のセラミツ
ク、人工ルビー、サフアイア等からなつている。
５は溶融紡糸すべき原料金属３を加熱溶融するた
めの加熱炉であり、６は駆動モーター７によつて
回転する回転ドラムで、８は回転遠心力により回
転ドラム６の内側に冷却液面９を形成する冷却液
である。１０はその冷却液８を供給及び排出する
ための管である。冷却液８の種類及びその温度の
選択は、溶融金属４の熱容量に関係して行われ、
溶融金属４の熱容量は、その温度、比熱、融解潜
熱及びその断面積に正比例して増加する。従つ
て、溶融金属４の熱容量が大きくなればなるほど
冷却液をより冷たく、又はその比熱、密度、蒸発
熱及び熱伝導率をより高くすることが望ましい。
冷却液の他の望ましい性質は、溶融金属４の液媒
体中での***を最小にするように、低粘度、非燃
性かつ低価格であることである。その代表的な冷
却液としては、常温以下の水が使用される。しか
し、一般に冷却速度を高くした方が高品質金属フ
イラメントが得やすいため常温以下に冷却した電
解水溶液、例えば、10〜25％重量の塩化ナトリウ
ム水溶液、５〜15％重量の苛性ソーダ水溶液、10
〜25％重量の塩化マグネシウム水溶液、50％重量
の塩化亜鉛水溶液が好ましい。溶融金属４と冷却
液面９とのなす導入角及び回転ドラム６の回転は
任意の方向でよい。紡出ノズル２より噴出される
溶融金属４及び回転ドラム６の速度は、細線形成
能に大きな影響を及ぼし、回転ドラム６の周速度
は、紡出ノズル２より噴出される溶融金属４の速
度と同速又はそれ以上にすることが好ましい。特
に、回転ドラム６の周速度を紡出ノズル２より噴
出される溶融金属４の速度よりも５〜30％速くす
ることが好ましい。また、回転ドラム６の周速度
は、冷却液を安定にドラム内に保持すると同時に
冷却速度を上げる点からも、300ｍ／分以上が好
ましい。導入角の大きさは20゜以上が好ましい。
また、紡出ノズル２と冷却液面９との距離は、紡
出した溶融金属４が乱れ、破断、切断を生じない
範囲で、できるだけ近くすることが好ましく、特
に10mm以下が好ましい。１１はルツボ１を支持し
て上下に移動するためのエアピストンであり、１
２はルツボ１を一定の速度で左右に移動し、冷却
固化した金属フイラメントを回転ドラム６内壁に
連続して規則正しく巻き取るための綾振器であ
る。また、第３図は、機構的には第１図及び第２
図の装置を縦型にした装置を示すもので、利点と
しては、冷却液の供給、排出をする必要がないこ
と、非常に低速回転でも均一な冷却液面を形成し
得ることである。逆に、回転速度を変えると、冷
却液面の角度が変化する（低速回転の場合、点線
で図示した液面の方向に移動する）。また、冷却
液面に紡出した溶融金属を垂直にするため、紡出
ノズル部を細工（曲げる）する必要がある。１４
は回転ドラム６に着脱可能な遮蔽板で、紡出巻き
取り中の状態をよく観察できる透明板が好まし
い。 原料金属３は、まずルツボ１の送入口よりガス
流体輸送等により導入され、加熱炉５の位置で加
熱溶解される。同時に、駆動モーター７により回
転ドラム６を所定の回転速度にして、冷却液供給
管１０より冷却液を回転ドラム６の内側に供給す
る。次いで、綾振器１２、エアピストン１１によ
り、紡出ノズル２が冷却液面９に対向するごと
く、第１図、第２図に示す位置に下降されると同
時に、原料金属３にガス圧が加えられて、溶融金
属４が冷却液面９に向かつて導入される。ルツボ
１内部は、原料金属３の酸化を防ぐため、絶えず
不活性ガス１５、例えば、アルゴンガスを送入
し、不活性雰囲気としておくものとする。冷却液
面９に導入された金属は、噴書方向と回転ドラム
の回転方向及び遠心力の合力により冷却液８の中
を進み、冷却固化され、回転ドラム６の内壁もし
くはすでに冷却固化した集積金属フイラメント１
３の内側に、綾振器１２によつて規則正しく巻か
れる。紡出終了後は、冷却液排出管１０の先端を
冷却液８中に挿入し、冷却液を排出する。回転ド
ラム６を停止し、遮蔽板１４を取り外し、回転ド
ラム６内壁に集積された断面が円形で、高品位の
非晶質金属フイラメント１３を得ることができ
る。この形体は、このままで製品として直接使用
できる。また、使用量に応じてこれを再度小量に
巻き返すことは、もちろん可能である。また、よ
り高強度、高品位の非晶質金属フイラメントを得
るため、ダイスを用いて伸線加工等を行うことも
できる。 本発明における断面の円形な金属フイラメント
とは、同一断面の最長軸直径R_naxと最短軸直径
R_nioの比R_nio／R_nax×100が70（％）以上の真円度
のものをいう。 得られた金属フイラメントが非晶質構造を有し
ているか否かは、Ｘ−線回折測定により判定し
た。 （実施例） 次に、本発明を実施例により具体的に説明す
る。 実施例１〜９、比較例１〜11 第１図及び第２図に示した内径500mmφの横型
回転ドラムを有する装置を用い、各種金属組成
（原子％）よりなる合金を、アルゴン雰囲気中で
融点より70℃高い温度で溶融し、種々の孔径D_N
（μｍ）の紡出ノズル（ルビー）よりアルゴンガ
ス圧を調整して、400ｍ／分の速度で溶融金属を
噴出させ、深さ５mmの水中（５℃）に導いた。こ
の時の回転ドラムの速度は530ｍ／分、導入角は
75゜であつた。噴出した溶融金属は、冷却水中で
急速に冷却固化されつつ、遠心力により回転ドラ
ムの内壁に連続して集積された。この時の紡出ノ
ズルと冷却液面との距離は５mmに保持した。な
お、溶融金属の噴出速度は、大気中に一定の時間
噴出して集められた金属重量から測定した。 用いた合金組成、紡出ノズル孔径D_N（μｍ）、
細線形成能及びＸ−線回折結果を、表−１にまと
めて示す。

【表】

【表】 実験No.３、８、10、14の合金は、それぞれTa、
Nb、Ni、Moの添加量が多いため細線形成能が
低く、Ｘ−線回折測定に供し得る程度の試料も得
られなかつた。実験No.１、４、６では、用いた紡
出ノズルル孔径D_N（μｍ）が式（）を満足せ
ず、大きすぎるため、非晶質構造を有するフイラ
メントは得られなかつた。実験No.12、16、18、20
の合金は、Fe、Ｐ、Ｗ、Alの添加量が多く、本
発明の範囲外のため、非晶質形成能が大幅に低下
し、得られた細線は結晶質構造を有しており、非
常に脆かつた。 なお、長さ方向の太さ斑の測定には、10ｍ試長
中ランダム10点直径を測定し、直径の最大と最小
との差を平均直径で割り、それを100倍して求め
た。なお、Ｘ−線回折払析には、FeKα照射を用
いて測定した。 実施例10、11、比較例12 Fe70原子％、Ni5原子％、Si10原子％、B15原
子％とFe原子％、Ta5原子％、Si10原子％、B15
原子％及びFe75原子％、Si10原子％、B15原子％
組成の３種類の合金をアルゴン雰囲気中で溶融
し、紡出ノズル孔径（D_N）150μｍよりアルゴン
ガス3.5Kg／cm²ゲージ圧で溶融金属を噴出させて、
回転ドラム速度480ｍ／分、導入角70゜で導いた以
外は、実施例１と同様にして金属フイラメントを
製造した。なお、この時の溶融金属の噴出速度は
420ｍ／分であつた。 得られた金属フイラメントの平均直径は130μ
ｍであつた。 この金属フイラメントを、常温で直径100μｍ
までダイヤモンドダイスで伸線加工し、インスト
ロン型引張試験機で破断強度、破断伸度並びに
DTAで結晶化温度を測定した結果を表−２に示
す。

【表】 実験No.21、22は、Nb、Taを添加したために、
結晶化温度が上昇（耐熱性が向上）し、かつ破断
強度度もNo.23と比べ高くなつている。すなわち、
Fe−Si−Ｂ系合金にNbあるいは／又はTaを付与
することにより、機械的性質及び熱的性質を向上
させることができる。 実施例 12 Fe53原子％、Co14.5原子％、Nb5原子％、
W3.0原子％、Si10原子％、B15原子％組成の合金
をアルゴン雰囲気中で溶融し、紡出ノズル孔径
（D_N）180μｍよりアルゴンガス4.0Kg／cm²ゲージ
圧で溶融金属を500ｍ／分の速度で噴出させ、深
さ30mmの−15℃に冷却した濃度20％塩化ナトリウ
ム水溶液中に導いた。この時の回転ドラムの速度
は575ｍ／分、導入角は80゜であつた。噴出した溶
融金属は−15℃の冷却塩化ナトリウム水溶液中で
急冷固化されつつ、遠心力により回転ドラムの内
壁に連続して集積された。 得られたフイラメントは、平均直径155μｍ、
真円度95％、太さ斑5.5％強度320Kg／mm²であつ
た。また、機械的強度及び均一性を上げる目的
で、ダイヤモンドダイスを用い、直径120μｍま
で伸線加工を行つたところ、破断強度420Kg／mm²、
破断伸度4.5％、結晶化温度562℃と、非常に耐熱
性の優れた高強度、高タフネス（破断強度×破断
伸度＝1890）非晶質金属フイラメントであつた。 （発明の効果） 本発明の断面の円形な非晶質金属フイラメント
は、安価で、かつ強度が著しく高く、加工硬化も
なく、非常に粘い（勒性）等の優れた機械的性質
を有しており、断面を円形にし、長さ方向の太さ
斑を少なくすることによつて、伸線加工、撚り加
工、織り加工、編み加工等の二次加工ができるよ
うになつたため、従来より製造されている板状、
粉末状の非晶質金属では適用できなかつた織編
状、撚り状等の繊維素材として、さらには電気及
び電子部品、複合材等の各種工業用資材として、
非常に有用である。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２図は、本発明に用いる模型装置
の一例を示す概略図、第３図は、本発明に用いる
縦型装置の一例を示す概略図である。 １……ルツボ、２……紡出ノズル、３……原料
金属、４……溶融金属（流）、５……加熱炉、６
……回転ドラム、７……駆動モーター、８……冷
却液体、９……冷却液面、１０……冷却液供給、
排出管、１１……エアピストン、１２……綾振
器、１３……金属フイラメント、１４……遮蔽
板、１５……不活性ガス。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Si17.5原子％以下で、B5〜22.5原子％で、Si
   とＢとの和が17.5〜32.5原子％であり、さらに
   Nb、Taの何れか１種又は２種を合計で10原子％
   以下含み、残部が実質的にFeからなる合金より
   なり、下記一般式（）を満足する線径を有し、
   かつ断面が円形で、長さ方向の太さ斑が6.0％以
   下である非晶質金属フイラメント。 D_F≦270−９｜Si−10｜−25｜Ｂ＋Si／２−20｜
   ………（） 〔ただし、D_Fはフイラメントの線径（μｍ）、Si
   は合金中のSi原子％、Ｂは合金中のＢ原子％を表
   す。〕 ２ Si17.5原子％以下で、B5〜22.5原子％で、Si
   とＢとの和が17.5〜32.5原子％であり、さらに
   Nb、Taの何れか１種又は２種を合計で10原子％
   以下含み、かつ副成分として(i)Co及びNiの何れ
   か１種又は２種0.01〜40原子％、(ii)Cr及びMoの
   何れか１種又は２種0.01〜10原子％及び(iii)Ｗ、
   Mn、Ti、Zr、Ｖ、Al、Pd、Be、Au、Cu、Zn、
   Cd、Sn、As、Sb、Hf、Bi、Ｐ、Ｃ、Ge及びＳ
   の何れか１種又は２種以上0.01〜５原子％からな
   る群より選ばれた金属の１種又は２種以上を合計
   量で0.01〜40原子％含有し、残部が実質的にFeか
   らなる合金よりなり、下記一般式（）を満足す
   る線径を有し、かつ断面が円形で、長さ方向の太
   さ斑が6.0％以下である非晶質金属フイラメント。 D_F≦270−９｜Si−10｜−25｜Ｂ＋Si／２−20｜
   ………（） 〔ただし、D_Fはフイラメントの線径（μｍ）、Si
   は合金中のSi原子％、Ｂは合金中のＢ原子％を表
   す。〕