JPH0681086A - 耐蝕性に優れた超微細結晶粒組織を有する合金 - Google Patents
耐蝕性に優れた超微細結晶粒組織を有する合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 超微細結晶粒組織を有する合金は、表面に形
成する皮膜の状態により耐蝕性が著しくことなり通常の
状態では腐食感受性が十分でない。そこで表面に形成す
る皮膜を最適化することにより耐食性を向上する。 【構成】 組織の少なくとも50%が微細な結晶粒からな
る超微結晶合金において水酸化物成分を含有し、かつ水
酸化物の結合状態の成分が酸化物成分の65%以上の割合
で存在する表面皮膜を有する超微細結晶粒組織を有する
合金。
成する皮膜の状態により耐蝕性が著しくことなり通常の
状態では腐食感受性が十分でない。そこで表面に形成す
る皮膜を最適化することにより耐食性を向上する。 【構成】 組織の少なくとも50%が微細な結晶粒からな
る超微結晶合金において水酸化物成分を含有し、かつ水
酸化物の結合状態の成分が酸化物成分の65%以上の割合
で存在する表面皮膜を有する超微細結晶粒組織を有する
合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は超微細結晶組織を有する
合金に係わり、特に耐蝕性の良好な超微細結晶粒組織を
有する合金に関する。
合金に係わり、特に耐蝕性の良好な超微細結晶粒組織を
有する合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】軟磁性材料には、珪素鋼、Fe-Al-Si合
金、アモルファス合金等が知られており、比透磁率μ、
飽和磁束密度Bsが大きいこと等が重要な特性である。
金、アモルファス合金等が知られており、比透磁率μ、
飽和磁束密度Bsが大きいこと等が重要な特性である。
【０００３】しかし、これらの磁性材料は、いろいろな
環境で使用される可能性があり、磁気特性と共に耐蝕性
も重要な特性の一つである。
環境で使用される可能性があり、磁気特性と共に耐蝕性
も重要な特性の一つである。
【０００４】ところで、従来から高Bsと高透磁率を同時
に満足することは、難しいと考えられており、たとえ
ば、Fe基のアモルファス合金は飽和磁束密度は大きいが
軟磁気特性の点ではCo基アモルファス合金に劣ってお
り、Co基アモルファス合金は軟磁気特性は優れるが飽和
磁束密度は十分ではない。
に満足することは、難しいと考えられており、たとえ
ば、Fe基のアモルファス合金は飽和磁束密度は大きいが
軟磁気特性の点ではCo基アモルファス合金に劣ってお
り、Co基アモルファス合金は軟磁気特性は優れるが飽和
磁束密度は十分ではない。
【０００５】従来、このように高Bsと高透磁率は両立し
ないと考えられていたが、最近特開平1ー7934号に記載さ
れているように超微細結晶粒からなる合金が高飽和磁束
密度で高透磁率の特性を示すことが明かとなった。この
合金は、超急冷法により一旦アモルファス化した後熱処
理により結晶化することにより製造され、粒径が500オ
ングストロ−ム以下と微細である。
ないと考えられていたが、最近特開平1ー7934号に記載さ
れているように超微細結晶粒からなる合金が高飽和磁束
密度で高透磁率の特性を示すことが明かとなった。この
合金は、超急冷法により一旦アモルファス化した後熱処
理により結晶化することにより製造され、粒径が500オ
ングストロ−ム以下と微細である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この超微細結晶粒組織
からなる合金はNb等を含むためある程度の耐蝕性を示
す。しかしながら、この超微細結晶粒組織を有する合金
は、表面に形成する皮膜の状態により耐蝕性が著しくこ
となり通常の状態では腐食感受性が十分でない問題点が
ある。
からなる合金はNb等を含むためある程度の耐蝕性を示
す。しかしながら、この超微細結晶粒組織を有する合金
は、表面に形成する皮膜の状態により耐蝕性が著しくこ
となり通常の状態では腐食感受性が十分でない問題点が
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記問題点を解決するた
めに鋭意検討の結果本発明者らは、超微細結晶粒組織を
有する合金の中で表面皮膜中に水酸化物の結合状態の成
分が含まれ、かつある割合以上含まれているものが耐蝕
性に著しく優れていることを見いだし本発明に想到し
た。
めに鋭意検討の結果本発明者らは、超微細結晶粒組織を
有する合金の中で表面皮膜中に水酸化物の結合状態の成
分が含まれ、かつある割合以上含まれているものが耐蝕
性に著しく優れていることを見いだし本発明に想到し
た。
【０００８】本発明は組織の少なくとも50%が粒微細な
結晶粒からなる超微結晶合金において水酸化物の結合状
態の成分が酸化物成分の65%以上の割合で存在する表面
皮膜を有することを特徴とする耐蝕性に優れた超微細結
晶粒組織を有する合金である。水酸化物成分が酸化物成
分の65%以上の割合で含有する表面皮膜が形成している
と著しく耐蝕性が向上する。このような表面皮膜が形成
した超微細結晶粒組織を有する合金は0.1kmol・m-3NaCl
水溶液中で1×10-8kg・m-2・s-1以下の腐食速度のものが
得られやすい。水酸化物はM(OH)xの状態で存在している
と考えられる。Mは遷移金属である。
結晶粒からなる超微結晶合金において水酸化物の結合状
態の成分が酸化物成分の65%以上の割合で存在する表面
皮膜を有することを特徴とする耐蝕性に優れた超微細結
晶粒組織を有する合金である。水酸化物成分が酸化物成
分の65%以上の割合で含有する表面皮膜が形成している
と著しく耐蝕性が向上する。このような表面皮膜が形成
した超微細結晶粒組織を有する合金は0.1kmol・m-3NaCl
水溶液中で1×10-8kg・m-2・s-1以下の腐食速度のものが
得られやすい。水酸化物はM(OH)xの状態で存在している
と考えられる。Mは遷移金属である。
【０００９】主成分がFeからなる合金の場合は表面皮膜
中にFe2+,Fe3+の結合状態の物質を同時に含有する場合
が多い。
中にFe2+,Fe3+の結合状態の物質を同時に含有する場合
が多い。
【００１０】更にSiを含有する合金の場合は表面皮膜中
にSi4+(SiO2)の結合状態の物質を含有する場合に優れた
耐蝕性を示す。特に耐蝕性が良好な場合はほとんどがSi
O2の状態で存在する。
にSi4+(SiO2)の結合状態の物質を含有する場合に優れた
耐蝕性を示す。特に耐蝕性が良好な場合はほとんどがSi
O2の状態で存在する。
【００１１】表面皮膜中にTa,Nb,Crから選ばれた少なく
とも一つの酸化物を含有する場合には特に優れた耐蝕性
を示す。結合状態は完全な酸化物の状態とは限らず金属
状態との中間的な結合状態で存在している場合が多い。
Zr,Hf,Wから選ばれた少なくとも1つの元素を含有する場
合はアルカリ環境下の耐蝕性が改善される。
とも一つの酸化物を含有する場合には特に優れた耐蝕性
を示す。結合状態は完全な酸化物の状態とは限らず金属
状態との中間的な結合状態で存在している場合が多い。
Zr,Hf,Wから選ばれた少なくとも1つの元素を含有する場
合はアルカリ環境下の耐蝕性が改善される。
【００１２】粒径が500 以下の超微細結晶粒からなる
場合は耐蝕性がより改善される。また、磁気特性や機械
的性質が向上し、実用材料としてより好ましい結果が得
られる。特に好ましくは20 から200 である。これは
組織が微細化され合金が均質化されるためであると考え
られる。
場合は耐蝕性がより改善される。また、磁気特性や機械
的性質が向上し、実用材料としてより好ましい結果が得
られる。特に好ましくは20 から200 である。これは
組織が微細化され合金が均質化されるためであると考え
られる。
【００１３】本発明に係わるの合金組成は、たとえば 組成式: M100-x-y-z-αーβーγAxSiyBzM'αM''βXγ(at%) (但し、MはFe,Co及びNiからなる群から選ばれた少なく
とも一種の元素、AはCu、Ag、Auからなる群から選ばれ
た少なくとも一種の元素、M'はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,Zr,
V,Cr及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元
素、M''はMn,Al,白金族元素,Sc,Y,希土類元素,Zn,Sn及
びReからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、Xは
C,Ge,P,Ga,Sb,In,Be及びAsからなる群から選ばれた少な
くとも1種の元素であり、x,y,z,α,β及びγはそれぞれ
0≦x≦10,0≦y≦30,0≦z≦25,0≦y+z≦30,1≦α≦20,0
≦β≦20,0≦γ≦20を満たす。)により表される組成が
挙げられる。
とも一種の元素、AはCu、Ag、Auからなる群から選ばれ
た少なくとも一種の元素、M'はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,Zr,
V,Cr及びWからなる群から選ばれた少なくとも1種の元
素、M''はMn,Al,白金族元素,Sc,Y,希土類元素,Zn,Sn及
びReからなる群から選ばれた少なくとも1種の元素、Xは
C,Ge,P,Ga,Sb,In,Be及びAsからなる群から選ばれた少な
くとも1種の元素であり、x,y,z,α,β及びγはそれぞれ
0≦x≦10,0≦y≦30,0≦z≦25,0≦y+z≦30,1≦α≦20,0
≦β≦20,0≦γ≦20を満たす。)により表される組成が
挙げられる。
【００１４】Mは強磁性元素であるFe,Co,Niから選ばれ
た少なくとも一種の元素である。AはCu、Ag、Auからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、M'との
効果により組織を著しく微細化する効果を有する。
た少なくとも一種の元素である。AはCu、Ag、Auからな
る群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、M'との
効果により組織を著しく微細化する効果を有する。
【００１５】M'はNb,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,Zr,V,Cr及びWから
なる群から選ばれた少なくとも1種の元素である。Aとの
複合効果により組織を著しく微細化する効果を有する。
これらの中でも特にNb,Ta,Crから選ばれた少なくとも1
種の元素が表面皮膜の状態を変えることが容易となり耐
蝕性改善に有効である。
なる群から選ばれた少なくとも1種の元素である。Aとの
複合効果により組織を著しく微細化する効果を有する。
これらの中でも特にNb,Ta,Crから選ばれた少なくとも1
種の元素が表面皮膜の状態を変えることが容易となり耐
蝕性改善に有効である。
【００１６】Si,Bはアモルファス化に有用な元素であ
り、磁気特性改善や組織の微細化に効果がある。またSi
は耐蝕性改善に効果があり、表面皮膜にSiO2の状態で存
在する場合に著しく耐蝕性を改善する。
り、磁気特性改善や組織の微細化に効果がある。またSi
は耐蝕性改善に効果があり、表面皮膜にSiO2の状態で存
在する場合に著しく耐蝕性を改善する。
【００１７】M''はMn,Al,白金族元素,Sc,Y,希土類元素,
Zn,Sn及びReからなる群から選ばれた少なくとも1種の元
素であり、耐蝕性あるいは、磁気特性調整に効果があ
る。XはC,Ge,P,Ga,Sb,In,Be,N及びAsからなる群から選
ばれた少なくとも1種の元素であり、アモルファス形成
を助けたり、磁気特性を調整する効果を有する。
Zn,Sn及びReからなる群から選ばれた少なくとも1種の元
素であり、耐蝕性あるいは、磁気特性調整に効果があ
る。XはC,Ge,P,Ga,Sb,In,Be,N及びAsからなる群から選
ばれた少なくとも1種の元素であり、アモルファス形成
を助けたり、磁気特性を調整する効果を有する。
【００１８】本発明の表面皮膜は酸素が存在する雰囲気
で熱処理を行うあるいは、アノ−ド酸化により形成する
ことができる。熱処理の際の酸素は多量に存在する必要
はない。
で熱処理を行うあるいは、アノ−ド酸化により形成する
ことができる。熱処理の際の酸素は多量に存在する必要
はない。
【００１９】本発明の合金は通常単ロ−ル法、双ロ−ル
法、回転液中紡糸法等の液体急冷法、スパッタ−法、蒸
着法等の気相急冷法等によりアモルファス合金を作製後
これを熱処理により結晶化し、組織の少なくとも50%を
微細な結晶粒からなる組織とすることにより製造され
る。組織の残部は主にアモルファスであるが、実質的に
結晶相だけであっても本発明の範囲に含まれる。またレ
ーザーにより合金表面を照射し合金表面にアモルファス
合金を製造後熱処理したり、アトマイズ法により粉末状
アモルファス合金を製造後熱処理により粉末状の本発明
合金を製造することも可能である。
法、回転液中紡糸法等の液体急冷法、スパッタ−法、蒸
着法等の気相急冷法等によりアモルファス合金を作製後
これを熱処理により結晶化し、組織の少なくとも50%を
微細な結晶粒からなる組織とすることにより製造され
る。組織の残部は主にアモルファスであるが、実質的に
結晶相だけであっても本発明の範囲に含まれる。またレ
ーザーにより合金表面を照射し合金表面にアモルファス
合金を製造後熱処理したり、アトマイズ法により粉末状
アモルファス合金を製造後熱処理により粉末状の本発明
合金を製造することも可能である。
【００２０】更にはアモルファス状態を経ず冷却条件を
制御し直接微細結晶粒組織からなる本発明合金を製造す
ることもできる。熱処理は通常酸素がわずかに存在する
不活性ガス中で行われるが場合によっては、大気中で行
っても良い。
制御し直接微細結晶粒組織からなる本発明合金を製造す
ることもできる。熱処理は通常酸素がわずかに存在する
不活性ガス中で行われるが場合によっては、大気中で行
っても良い。
【００２１】本発明の合金は酸素の存在する雰囲気で熱
処理したり、熱処理後の合金をアノ−ド酸化し得ること
ができる。また、意図的にスパッタや蒸着、ＣＶＤ等に
より表面に前記状態の皮膜を形成したものも本発明に含
まれる。
処理したり、熱処理後の合金をアノ−ド酸化し得ること
ができる。また、意図的にスパッタや蒸着、ＣＶＤ等に
より表面に前記状態の皮膜を形成したものも本発明に含
まれる。
【００２２】本発明に係わる表面皮膜はESCAによるX線
光電子分光法(XPS)により測定することができる。測定
試料を約4×4mmに切断し、導電性カ−ボン両面テ−プを
用いプロ−ブに固定し測定した。励起X線はMgKα線、X
線発生条件は5kV,30mA、動作真空度は2×10-7Torr以下
とした。各スペクトルの全積分強度に対する各結合状態
の割合を測定し表面皮膜中の結合状態の割合を求めた。
光電子分光法(XPS)により測定することができる。測定
試料を約4×4mmに切断し、導電性カ−ボン両面テ−プを
用いプロ−ブに固定し測定した。励起X線はMgKα線、X
線発生条件は5kV,30mA、動作真空度は2×10-7Torr以下
とした。各スペクトルの全積分強度に対する各結合状態
の割合を測定し表面皮膜中の結合状態の割合を求めた。
【００２３】水酸化物成分が酸化物成分にくらべ多く存
在している場合に耐蝕性が良好である。またこの場合、
表面皮膜は薄くなりFeを含む場合は合金内部のFe0が強
く検出される。また、この場合はFe2-、Fe3-が観察さ
れ、表面皮膜中に存在している。
在している場合に耐蝕性が良好である。またこの場合、
表面皮膜は薄くなりFeを含む場合は合金内部のFe0が強
く検出される。また、この場合はFe2-、Fe3-が観察さ
れ、表面皮膜中に存在している。
【００２４】
【実施例】以下本発明を実施例に従って説明するが本発
明はこれらに限定されるものではない。
明はこれらに限定されるものではない。
【００２５】（実施例１）単ロ−ル法によりFebal.Cu1S
i13.5B9,Febal.Cu1Nb5Si13.5B9およびFebal.Cu1Nb7Si16
B9の合金溶湯を急冷し、幅5mm、厚さ約18μmのアモルフ
ァス合金を作製した。次にこの合金薄帯を570゜Cで1h熱
処理を行った。熱処理後の合金は結晶化しており、超微
細な結晶粒が形成していた。
i13.5B9,Febal.Cu1Nb5Si13.5B9およびFebal.Cu1Nb7Si16
B9の合金溶湯を急冷し、幅5mm、厚さ約18μmのアモルフ
ァス合金を作製した。次にこの合金薄帯を570゜Cで1h熱
処理を行った。熱処理後の合金は結晶化しており、超微
細な結晶粒が形成していた。
【００２６】次にこの合金の皮膜をＸ線光電子分光法
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度はそれぞれ2.02
×10-8kg・m-2・s-1、8.27×10-11kg・m-2・s-1、ほぼ0kg・m
-2・s-1である。
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度はそれぞれ2.02
×10-8kg・m-2・s-1、8.27×10-11kg・m-2・s-1、ほぼ0kg・m
-2・s-1である。
【００２７】図１に生成皮膜のO 1sスペクトルの変化を
示す。耐蝕性の良い合金の表面皮膜は水酸化物M(OH)yに
起因する成分が増加しており酸化物成分MOxに起因する
成分が減少している。水酸化物M(OH)yに起因する成分の
割合の増加が耐蝕性改善に有効であることが分かる。
示す。耐蝕性の良い合金の表面皮膜は水酸化物M(OH)yに
起因する成分が増加しており酸化物成分MOxに起因する
成分が減少している。水酸化物M(OH)yに起因する成分の
割合の増加が耐蝕性改善に有効であることが分かる。
【００２８】図２に生成皮膜のFe 2p3/2スペクトルの変
化を示す。耐蝕性の良好な合金はFe0のスペクトルが観
察される。これは皮膜が薄いために素地のFeが検出され
たためである。Fe3+、Fe2+のスペクトルが観察される。
Fe2O3等が形成していると推定される。また、FeOOHに相
当するスペクトルが観察される。
化を示す。耐蝕性の良好な合金はFe0のスペクトルが観
察される。これは皮膜が薄いために素地のFeが検出され
たためである。Fe3+、Fe2+のスペクトルが観察される。
Fe2O3等が形成していると推定される。また、FeOOHに相
当するスペクトルが観察される。
【００２９】図３に生成皮膜のSi 2pスペクトルの変化
を示す。耐蝕性の良い合金はSi0とSi4+(SiO2)の中間の
酸化状態の成分が観測されず、Si4+(SiO2)結合が主に観
測される。Si4+(SiO2)結合状態の成分が多いと耐蝕性が
良好な傾向がある。
を示す。耐蝕性の良い合金はSi0とSi4+(SiO2)の中間の
酸化状態の成分が観測されず、Si4+(SiO2)結合が主に観
測される。Si4+(SiO2)結合状態の成分が多いと耐蝕性が
良好な傾向がある。
【００３０】（実施例２）単ロ−ル法によりFebal.Cu1S
i13.5B9,Febal.Cu1Nb5Si13.5B9、Febal.Cu1Ta5Si13.5B9
およびFebal.Cu1Ti5Si13.5B9の合金溶湯を急冷し、幅5m
m、厚さ約18μmのアモルファス合金を作製した。次にこ
の合金薄帯を590゜Cで1h熱処理を行った。熱処理後の合
金は結晶化しており、超微細な結晶粒が形成していた。
i13.5B9,Febal.Cu1Nb5Si13.5B9、Febal.Cu1Ta5Si13.5B9
およびFebal.Cu1Ti5Si13.5B9の合金溶湯を急冷し、幅5m
m、厚さ約18μmのアモルファス合金を作製した。次にこ
の合金薄帯を590゜Cで1h熱処理を行った。熱処理後の合
金は結晶化しており、超微細な結晶粒が形成していた。
【００３１】次にこの合金の皮膜をＸ線光電子分光法
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度はそれぞれ2.02
×10-8kg・m-2・s-1、8.27×10-11kg・m-2・s-1、8.24×10
-11kg・m-2・s-1である。
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度はそれぞれ2.02
×10-8kg・m-2・s-1、8.27×10-11kg・m-2・s-1、8.24×10
-11kg・m-2・s-1である。
【００３２】図４に生成皮膜のO 1sスペクトルの変化を
示す。耐蝕性の良い合金の表面皮膜は水酸化物M(OH)yに
起因する成分が増加しており酸化物成分MOxに起因する
成分が減少している。水酸化物M(OH)yに起因する成分の
割合の増加が耐蝕性改善に有効であることが分かる。
示す。耐蝕性の良い合金の表面皮膜は水酸化物M(OH)yに
起因する成分が増加しており酸化物成分MOxに起因する
成分が減少している。水酸化物M(OH)yに起因する成分の
割合の増加が耐蝕性改善に有効であることが分かる。
【００３３】図５に生成皮膜のFe 2p3/2スペクトルの変
化を示す。耐蝕性の良好な合金はFe0のスペクトルが観
察される。これは皮膜が薄いために素地のFeが検出され
たためである。Fe3+、Fe2+のスペクトルが観察される。
Fe2O3等が形成していると推定される。また、FeOOHに相
当するスペクトルが観察される。
化を示す。耐蝕性の良好な合金はFe0のスペクトルが観
察される。これは皮膜が薄いために素地のFeが検出され
たためである。Fe3+、Fe2+のスペクトルが観察される。
Fe2O3等が形成していると推定される。また、FeOOHに相
当するスペクトルが観察される。
【００３４】図６に生成皮膜のSi 2pスペクトルの変化
を示す。耐蝕性の良い合金はSi0とSi4+(SiO2)の中間の
酸化状態の成分が観測されず、Si4+(SiO2)結合が主に観
測される。Si4+(SiO2)結合状態の成分が多いと耐蝕性が
良好な傾向がある。
を示す。耐蝕性の良い合金はSi0とSi4+(SiO2)の中間の
酸化状態の成分が観測されず、Si4+(SiO2)結合が主に観
測される。Si4+(SiO2)結合状態の成分が多いと耐蝕性が
良好な傾向がある。
【００３５】（実施例３）単ロ−ル法によりFebal.Cu1N
b5Si13.5B9、Febal.Cu1Ta5Si13.5B9およびFebal.Cu1Ti5
Si13.5B9の合金溶湯を急冷し、幅5mm、厚さ約18μmのア
モルファス合金を作製した。次にこの合金薄帯を590゜C
で1h熱処理を行った。熱処理後の合金は結晶化してお
り、超微細な結晶粒が形成していた。次にこの合金を図
７中に示す条件でアノ−ド分極し、酸化皮膜を形成し
た。
b5Si13.5B9、Febal.Cu1Ta5Si13.5B9およびFebal.Cu1Ti5
Si13.5B9の合金溶湯を急冷し、幅5mm、厚さ約18μmのア
モルファス合金を作製した。次にこの合金薄帯を590゜C
で1h熱処理を行った。熱処理後の合金は結晶化してお
り、超微細な結晶粒が形成していた。次にこの合金を図
７中に示す条件でアノ−ド分極し、酸化皮膜を形成し
た。
【００３６】次にこの合金の皮膜をＸ線光電子分光法
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度はそれぞれ2.02
×10-8kg・m-2・s-1、8.27×10-11kg・m-2・s-1、8.24×10
-11kg・m-2・s-1である。
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度はそれぞれ2.02
×10-8kg・m-2・s-1、8.27×10-11kg・m-2・s-1、8.24×10
-11kg・m-2・s-1である。
【００３７】図７に生成皮膜のO 1sスペクトルの変化を
示す。耐蝕性の良い合金の表面皮膜は水酸化物M(OH)yに
起因する成分が増加しており酸化物成分MOxに起因する
成分が減少している。水酸化物M(OH)yに起因する成分の
割合の増加が耐蝕性改善に有効であることが分かる。
示す。耐蝕性の良い合金の表面皮膜は水酸化物M(OH)yに
起因する成分が増加しており酸化物成分MOxに起因する
成分が減少している。水酸化物M(OH)yに起因する成分の
割合の増加が耐蝕性改善に有効であることが分かる。
【００３８】（実施例４）単ロ−ル法により表１に示す
組成の合金溶湯を急冷し、幅5mm、厚さ約18μmのアモル
ファス合金を作製した。次にこの合金薄帯を570゜Cで1h
熱処理を行った。熱処理後の合金は結晶化しており、超
微細な結晶粒が形成していた。
組成の合金溶湯を急冷し、幅5mm、厚さ約18μmのアモル
ファス合金を作製した。次にこの合金薄帯を570゜Cで1h
熱処理を行った。熱処理後の合金は結晶化しており、超
微細な結晶粒が形成していた。
【００３９】次にこの合金の皮膜をＸ線光電子分光法
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度、水酸化物成分
の酸化物成分に対する割合およびSi+4成分(SiO2)の割合
を表１、表２に示す。Feを含む合金の場合は表面皮膜中
にFe2+,Fe3+の結合状態の物質を含んでいた。
（XPS)により測定した。また0.1kmol・m-3NaCl水溶液中
に浸漬し腐食速度を測定した。腐食速度、水酸化物成分
の酸化物成分に対する割合およびSi+4成分(SiO2)の割合
を表１、表２に示す。Feを含む合金の場合は表面皮膜中
にFe2+,Fe3+の結合状態の物質を含んでいた。
【００４０】本発明の水酸化物の結合状態の成分が酸化
物成分の65%以上の割合で存在する表面皮膜を有する合
金が優れた耐蝕性を示すことが分かる。また、表面皮膜
中にSi4+(SiO2)の結合状態の物質を含有しかつSi 2pス
ペクトルの全積分強度に対する割合が55%を超えている
場合が特に腐食速度が小さく耐蝕性に優れている。ま
た、Ta,Nb,Crを含む合金は表面皮膜中にTa,Nb,Cr等の酸
化物を含有しており、耐蝕性も特に優れている。
物成分の65%以上の割合で存在する表面皮膜を有する合
金が優れた耐蝕性を示すことが分かる。また、表面皮膜
中にSi4+(SiO2)の結合状態の物質を含有しかつSi 2pス
ペクトルの全積分強度に対する割合が55%を超えている
場合が特に腐食速度が小さく耐蝕性に優れている。ま
た、Ta,Nb,Crを含む合金は表面皮膜中にTa,Nb,Cr等の酸
化物を含有しており、耐蝕性も特に優れている。
【００４１】
【表１】
【表２】
【００４２】
【発明の効果】本発明によれば、耐蝕性に著しく優れて
いる超微細結晶粒組織を有する合金を得ることができる
ためその効果は著しいものがある。
いる超微細結晶粒組織を有する合金を得ることができる
ためその効果は著しいものがある。
【図１】本発明に係わる合金の生成皮膜のO 1sスペクト
ルの変化を示した図である。
ルの変化を示した図である。
【図２】本発明に係わる合金の生成皮膜のFe 2p3/2スペ
クトルの変化を示した図である。
クトルの変化を示した図である。
【図３】本発明に係わる合金の生成皮膜のSi 2pスペク
トルの変化を示した図である。
トルの変化を示した図である。
【図４】本発明に係わる合金の生成皮膜のO 1sスペクト
ルの変化を示した図である。
ルの変化を示した図である。
【図５】本発明に係わる合金の生成皮膜のFe 2p3/2スペ
クトルの変化を示した図である。
クトルの変化を示した図である。
【図６】本発明に係わる合金の生成皮膜のSi 2pスペク
トルの変化を示した図である。
トルの変化を示した図である。
【図７】本発明に係わる合金のアノ−ド分極し生成した
皮膜のO 1sスペクトルの変化を示した図である。
皮膜のO 1sスペクトルの変化を示した図である。
Claims (7)
- 【請求項１】 組織の少なくとも50%が微細な結晶粒か
らなる超微結晶合金において水酸化物成分を含有し、か
つ水酸化物の結合状態の成分が酸化物成分の65%以上の
割合で存在する表面皮膜を有することを特徴とする耐蝕
性に優れた超微細結晶粒組織を有する合金。 - 【請求項２】 0.1kmol・m-3NaCl水溶液中の腐食速度が1
×10-8kg・m-2・s-1以下である請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】 表面皮膜中にFe2+,Fe3+の結合状態の物
質を含有する請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】 表面皮膜中にSi4+(SiO2)の結合状態の物
質を含有しかつSi 2pスペクトルの全積分強度に対する
割合が55%を超えている請求項１〜３のいずれかに記載
の合金。 - 【請求項５】 表面皮膜中にTa,Nb,Crから選ばれた少な
くとも一つの酸化物を含有することを特徴とする請求項
１〜４に記載の合金。 - 【請求項６】 Zr,Hf,Wから選ばれた少なくとも1つの元
素を含有する請求項１〜５に記載の合金。 - 【請求項７】 粒径が500 以下の超微細結晶粒からな
る請求項１〜６のいずれかに記載の合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23546792A JPH0681086A (ja) | 1992-09-03 | 1992-09-03 | 耐蝕性に優れた超微細結晶粒組織を有する合金 |
| CN 93117351 CN1037534C (zh) | 1992-09-03 | 1993-09-03 | 具有优异耐蚀性的超细晶粒合金 |
| DE1993619513 DE69319513T2 (de) | 1992-09-03 | 1993-09-03 | Legierung mit ultrafeinen Kristallkörnern und hervorragender Korrosionsbeständigkeit |
| EP19930114142 EP0585940B1 (en) | 1992-09-03 | 1993-09-03 | Alloy with ultrafine crystal grains excellent in corrosion resistance |
| US08/628,444 US5658398A (en) | 1992-09-03 | 1996-04-05 | Alloy with ultrafine crystal grains excellent in corrosion resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23546792A JPH0681086A (ja) | 1992-09-03 | 1992-09-03 | 耐蝕性に優れた超微細結晶粒組織を有する合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0681086A true JPH0681086A (ja) | 1994-03-22 |
Family
ID=16986525
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23546792A Pending JPH0681086A (ja) | 1992-09-03 | 1992-09-03 | 耐蝕性に優れた超微細結晶粒組織を有する合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0585940B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0681086A (ja) |
| CN (1) | CN1037534C (ja) |
| DE (1) | DE69319513T2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2234193A (en) * | 1988-03-08 | 1991-01-30 | Secr Defence | Growing semiconductor crystalline materials |
| US5349921A (en) * | 1988-03-08 | 1994-09-27 | Her Majesty The Queen In Right Of Canada, As Represented By The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And Northern Ireland | Growing semiconductor crystalline materials |
| WO2005041278A2 (de) * | 2003-10-23 | 2005-05-06 | Crystal Growing Systems Gmbh | Kristallzüchtungsanlage |
| KR101503349B1 (ko) * | 2012-12-19 | 2015-03-18 | 알프스 그린 디바이스 가부시키가이샤 | Fe기 연자성 분말, 상기 Fe기 연자성 분말을 이용한 복합 자성 분말 및 상기 복합 자성 분말을 이용한 압분 자심 |
| JP6294533B1 (ja) * | 2017-04-03 | 2018-03-14 | 住友電気工業株式会社 | ホウ化鉄材料の製造方法、及びホウ化鉄薄膜材料 |
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| US8480864B2 (en) * | 2005-11-14 | 2013-07-09 | Joseph C. Farmer | Compositions of corrosion-resistant Fe-based amorphous metals suitable for producing thermal spray coatings |
| DE102006024358B4 (de) * | 2006-05-17 | 2013-01-03 | Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. | Hochfeste, bei Raumtemperatur plastisch verformbare Formkörper aus Eisenlegierungen |
| CN102610348B (zh) * | 2012-04-11 | 2015-04-29 | 安泰科技股份有限公司 | 铁基纳米晶软磁合金材料及其制备方法 |
| CN102856031A (zh) * | 2012-09-10 | 2013-01-02 | 任静儿 | 一种磁性粉末合金材料 |
| CN102867604A (zh) * | 2012-09-10 | 2013-01-09 | 任静儿 | 一种软磁合金 |
| CN103123841A (zh) * | 2012-09-10 | 2013-05-29 | 顾建 | 一种磁性合金材料 |
| CN102867605A (zh) * | 2012-09-10 | 2013-01-09 | 任静儿 | 一种磁性合金 |
| CN103123842A (zh) * | 2012-10-22 | 2013-05-29 | 虞海香 | 一种磁性合金粉末材料 |
| DE102013224989A1 (de) * | 2013-12-05 | 2015-06-11 | Siemens Aktiengesellschaft | Gamma/Gamma gehärtete Kobaltbasis-Superlegierung, Pulver und Bauteil |
| CN105244132A (zh) * | 2015-11-03 | 2016-01-13 | 顾建 | 一种弱磁性合金材料 |
| CN105401041A (zh) * | 2015-11-13 | 2016-03-16 | 太仓旺美模具有限公司 | 一种高耐磨性金属材料 |
| CN107620015A (zh) * | 2017-08-22 | 2018-01-23 | 宁波市鄞州亚大汽车管件有限公司 | 加油管及其制备工艺 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0429022B1 (en) * | 1989-11-17 | 1994-10-26 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic alloy with ulrafine crystal grains and method of producing same |
| CA2030446C (en) * | 1989-11-22 | 2001-01-23 | Yoshihito Yoshizawa | Magnetic alloy with ultrafine crystal grains and method of producing same |
-
1992
- 1992-09-03 JP JP23546792A patent/JPH0681086A/ja active Pending
-
1993
- 1993-09-03 EP EP19930114142 patent/EP0585940B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-09-03 CN CN 93117351 patent/CN1037534C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1993-09-03 DE DE1993619513 patent/DE69319513T2/de not_active Expired - Lifetime
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|---|---|---|---|---|
| GB2234193A (en) * | 1988-03-08 | 1991-01-30 | Secr Defence | Growing semiconductor crystalline materials |
| GB2234193B (en) * | 1988-03-08 | 1991-11-13 | Secr Defence | Growing semiconductor crystalline materials |
| US5349921A (en) * | 1988-03-08 | 1994-09-27 | Her Majesty The Queen In Right Of Canada, As Represented By The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And Northern Ireland | Growing semiconductor crystalline materials |
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| WO2005041278A3 (de) * | 2003-10-23 | 2005-07-07 | Crystal Growing Systems Gmbh | Kristallzüchtungsanlage |
| US7179331B2 (en) | 2003-10-23 | 2007-02-20 | Crystal Growing Systems Gmbh | Crystal growing equipment |
| JP2007509026A (ja) * | 2003-10-23 | 2007-04-12 | クリスタル グロウイング システムズ ゲゼルシヤフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 結晶成長装置 |
| JP4654193B2 (ja) * | 2003-10-23 | 2011-03-16 | クリスタル グロウイング システムズ ゲゼルシヤフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 結晶成長装置 |
| KR101503349B1 (ko) * | 2012-12-19 | 2015-03-18 | 알프스 그린 디바이스 가부시키가이샤 | Fe기 연자성 분말, 상기 Fe기 연자성 분말을 이용한 복합 자성 분말 및 상기 복합 자성 분말을 이용한 압분 자심 |
| JP6294533B1 (ja) * | 2017-04-03 | 2018-03-14 | 住友電気工業株式会社 | ホウ化鉄材料の製造方法、及びホウ化鉄薄膜材料 |
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|---|---|
| EP0585940A1 (en) | 1994-03-09 |
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| EP0585940B1 (en) | 1998-07-08 |
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| DE69319513T2 (de) | 1999-01-14 |
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