(57)【要約】  液状から１０００Ｋ／ｓ以下の比較的低い冷却速度でガラス遷移温度（Ｇｌａｓｓ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）以下の温度まで冷却した場合に非晶質形性能が優秀でバルク（Ｂｕｌｋ）非晶質を形成して、２０Ｋ以上の過冷却液状領域（Ｓｕｐｅｒｃｏｏｌｅｄ  Ｌｉｑｕｉｄ  Ｒｅｇｉｏｎ）を含んでいて、低い温度領域で温間加工性（ｗａｒｍ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）が優秀であり、液状での流動度が非常に優秀で鋳造性がすぐれた特性を有する鉄系多元素非晶質合金組成物が開示される。  本発明の一特徴による鉄系多元素非晶質合金組成物は一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＭａで表現されて、前記ＭはＴｉ（チタン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）またはＶ（バナジウム）のうちから選択された一つ以上の元素であり、前記α、β、γ、ｘ、ｙ及びａはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、ホウ素（Ｂ）、リン（Ｐ）及び前記選択された金属原素の原子％で、前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ａ）原子％、前記βは８原子％＜β≦１３原子％、前記γは１原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは４．５原子％≦ｘ≦９．５原子％、前記ｙは３原子％≦ｙ≦１０原子％、そして前記ａは０．１原子％≦ａ≦６原子％であることを特徴とする。
2008520832.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＭａで表現されて、
前記ＭはＴｉ（チタン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）またはＶ（バナジウム）のうちから選択された一つ以上の元素であり、
前記α、β、γ、ｘ、ｙ及びａはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、ホウ素（Ｂ）、リン（Ｐ）及び前記選択された金属原素の原子％であり、
前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ａ）原子％、前記βは８原子％＜β≦１３原子％、前記γは１原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは４．５原子％≦ｘ≦９．５原子％、前記ｙは３原子％≦ｙ≦１０原子％、そして前記ａは０．１原子％≦ａ≦６原子％であることを特徴とする鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項２】
前記ＭはＴｉであり、
前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは４原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは７原子％≦ｙ≦９原子％、前記ａは０．５原子％≦ａ≦１．５原子％であることを特徴とする請求項１に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項３】
前記ＭはＷまたはＶであり、
前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは７原子％≦ｙ≦９原子％、そして前記ａは０．５原子％≦ａ≦１．５原子％であることを特徴とする請求項１に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項４】
前記ＭはＮｂ＋Ｍｏであり、
前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは４原子％≦ｘ≦６原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ａは２原子％≦ａ≦５原子％であることを特徴とする請求項１に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項５】
前記ＭはＴｉ＋Ｃｒであり、
前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ａは２原子％≦ａ≦５原子％であることを特徴とする請求項１に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項６】
一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＭａＡｌｂで表現されて、
前記ＭはＴｉ（チタン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）またはＶ（バナジウム）のうちから選択された一つ以上の元素であり、
前記α、β、γ、ｘ、ｙ、ａ及びｂはそれぞれＦｅ（鉄）、Ｃ（炭素）、Ｓｉ（シリコーン）、Ｂ（ホウ素）、Ｐ（リン）、前記選択された金属原素及びＡｌ（アルミニウム）の原子％であり、
前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ａ＋ｂ）原子％、前記βは５原子％＜β≦１３原子％、前記γは１原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは５原子％≦ｘ≦９．５原子％、前記ｙは３原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ａは０．１原子％≦ａ≦１０原子％、前記ｂは０原子％＜ｂ≦６原子％であることを特徴とする鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項７】
前記ＭはＣｒ＋Ｍｏであり、
前記ａは２原子％≦ａ≦８原子％、前記βは５原子％＜β≦８原子％、前記γは２．５原子％≦γ≦４原子％、前記ｘは５原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ＜１０原子％であることを特徴とする請求項６に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項８】
前記ＭはＣｒであり、
前記ａは４原子％≦ａ≦６原子％、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは２．５原子％≦γ≦４原子％、前記ｘは５原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦９．５原子％であることを特徴とする請求項６に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項９】
前記ＭはＴｉであり、
前記ａは０．５原子％≦ａ≦１．５原子％、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３．５原子％≦γ≦４．５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは７原子％≦ｙ≦９．５原子％であることを特徴とする請求項６に記載の鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項１０】
一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＡｌｂで表現されて、
前記α、β、γ、ｘ、ｙ、ｂはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、ホウ素（Ｂ）、リン（Ｐ）及びアルミニウム（Ａｌ）の原子％であり、
前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ｂ）原子％、前記βは１０原子％≦β≦１２原子％、前記γは３．５原子％≦γ≦４．５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦８原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ｂは１原子％≦ｂ≦６原子％であることを特徴とする鉄系多元素非晶質合金組成物。
【請求項１１】
一般式ＦｅαＣβＳｉγＳｎｚＰｙＭｏｃで表現されて、
前記α、β、γ、ｚ、ｙ及びｃはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、スズ（Ｓｎ）、リン（Ｐ）及びモリブデン（Ｍｏ）の原子％であり、
前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｚ＋ｙ＋ｃ）原子％、前記βは６原子％≦β≦７原子％、前記γは１．５原子％≦γ≦２．５原子％、前記ｚは２．５原子％≦ｚ≦３．５原子％、前記ｙは１３原子％≦ｙ≦１４原子％、前記ｃは２原子％≦ｃ≦３原子％であることを特徴とする鉄系多元素非晶質合金組成物。
【発明の詳細な説明】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
〔技術分野〕
本発明は鉄系多元素非晶質合金組成物に関する。より詳細には、本発明は液状から１０００Ｋ／ｓ以下の比較的低い冷却速度でガラス遷移温度（Ｇｌａｓｓ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）以下の温度まで冷却した場合に、非晶質形性能が優秀でバルク（Ｂｕｌｋ）非晶質を形成して、２０Ｋ以上の過冷却液状領域（Ｓｕｐｅｒｃｏｏｌｅｄ  Ｌｉｑｕｉｄ  Ｒｅｇｉｏｎ）を有していて低い温度領域で温間加工性（ｗａｒｍ  ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）が優秀であり、液状での流動度が非常に優秀で、鋳造性がすぐれた鉄系多元素非晶質合金組成物に関する。
【０００２】
〔背景技術〕
大部分の金属合金は液状から凝固時に原子の配列が規則的な結晶相が形成される。しかし、凝固時に冷却速度が臨界値以上に充分に大きくて、結晶相の核生成が抑制されることができたら液状の不規則的な原子構造が固体状で維持されることができる。このような構造を有した合金は非晶質合金（ａｍｏｒｐｈｏｕｓ  ａｌｌｏｙ）と通称されて、特に金属元素で構成されている場合に金属基非晶質合金（ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｇｌａｓｓ  ａｌｌｏｙ）と通称される。
【０００３】
１９６０年Ａｕ−Ｓｉ系合金で初めに金属基非晶質相が報告された以後に、多くの種類の非晶質合金が提示されて活用されている。しかし、大部分の非晶質合金は１０４ないし１０６Ｋ／ｓの非常に大きい冷却速度を有する急速凝固法（Ｒａｐｉｄ  Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ  Ｍｅｔｈｏｄ）を利用しておおよそ８０μｍ以下の厚さを有するリボンや、おおよそ１５０μｍ以下の直径を有する微細ワイヤ（ｗｉｒｅ）、または直径数百μｍ以下の粉末などの形態のみに製造が可能であった。
【０００４】
したがって、急速凝固法によって製造される非晶質合金は形態及び大きさに限界があるので、構造用材料への工業的な応用は不可能であったし、一部のみが磁性材料などの機能性材料として工業的応用が可能であった。
【０００５】
したがって、非晶質合金が高機能／構造用金属材料として活用されるための要求に応じて非晶質形性能が優秀で低い臨界冷却速度でも非晶質相を形成することができるし、バルク非晶質素材で鋳造が可能な合金組成の導出が要求された。
【０００６】
米国特許第５２８８３４４号及び第５７３５９７５号などによると、非晶質合金の形成のための臨界冷却速度が数Ｋ／ｓ程度であり、過冷却液状領域が非常に広くて非晶質合金を一定形態で成形して構造用材料として活用することができるという事実が知られている。実際に、前記米国特許らに明示されたＺｒ−Ｔｉ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｂｅ及びＺｒ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ合金などはバルク非晶質製品としてすでに活用されている。この外にもニッケル系、チタン系または銅系など各種合金系でバルク非晶質合金らが開発されたし、このような合金らは非常に優秀な腐食抵抗性と強度を有するなど、有用で独特の特性らを有するものとして評価された。例えば、Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ（ＪＩＭ、Ｖｏｌ．４０（１０）、ｐｐ．１１３０−１１３６）によると銅モールド鋳造法（Ｃｏｐｐｅｒ  Ｍｏｌｄ  Ｃａｓｔｉｎｇ）によって最大直径１mmのバルク非晶質合金がＮｉ−Ｎｂ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｐ−Ｂ系で獲得されたし、このバルク非晶質合金は比較的広い過冷却液状領域を有する。
【０００７】
また、米国特許第６３２５８６８号によるとＮｉ−Ｚｒ−Ｔｉ−Ｓｉ−Ｓｎ系で銅モールド鋳造法によって最大直径３mmのバルク非晶質合金が獲得されたし、前記バルク非晶質合金も比較的広い過冷却液状領域を有するという点が知られている。
【０００８】
そして、Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｌｅｔｔｅｒｓ（Ｖｏｌ．８２、Ｎｏ．７、ｐｐ．１０３０−１０３２）によると銅モールド鋳造法によって最大直径３mmのバルク非晶質合金がＮｉ−Ｎｂ−Ｓｎ系で獲得された。
【０００９】
一方、鉄系非晶質合金は通常的に磁性材料として数十年間使用されたが、最近には数mm以上の大きさで鋳造の可能な合金らが開発されて高機能性構造用材料への適用研究が活発に進行されている。例えば、Ｖｉｒｇｉｎｉａ大学のＰｏｏｎ教授研究チームはＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−（Ｙ、Ｌｎ）−Ｃ−Ｂ合金系で１２mm大きさの非晶質棒を製造することができる合金を開発して報告した（Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｖｏｌ．１９Ｎｏ．５、ｐｐ．１３２０−１３２３）。
【００１０】
しかし、従来の既に開発されたバルク非晶質合金らは、その工業的適用を考慮したら下のような問題点らが発生する。
【００１１】
第一、合金の非晶質形性能が合金の原料に含有されている不純物の濃度に大きく影響を受けるので、高価の高純度原料を使わなければならないし、溶解及び鋳造時に真空やＡｒガス（ａｒｇｏｎ  ｇａｓ）雰囲気のような特殊雰囲気下で精緻に材料工程がなされなければならない。
【００１２】
第二、大部分の合金らがＥｒ（ｅｒｂｉｕｍ）、Ｙ（ｙｔｔｒｉｕｍ）など稀な金属を含むか、またはＭｏ（ｍｏｌｙｂｄｅｎｕｍ）、Ｃｒ（ｃｈｒｏｍｉｕｍ）のような高価の合金らを多量含むので、原料単価の上昇と溶解方法及び特殊るつぼの使用による価格上昇が招来される。
【００１３】
第三、従来のバルク非晶質合金らは液状の粘度が一般金属に比べて遥かに高いので、鋳造性が劣悪で鋳造及び製品設計に限界がある。したがって、従来のバルク非晶質合金らは非常に独特で有益な特性らを示すものの、実験的のみに製造が可能で実質的な工業的応用のためには単価及び大量生産、既存設備を利用した材料工程などに適用するにはとても難しい深刻な問題点を有する。
【００１４】
したがって、バルク非晶質合金が有する有用な特性らを実質的に産業に適用するためには経済性がある原料と工程で製造が可能で鋳造性が良い鉄系非晶質合金組成が至急に要求される。
【００１５】
〔発明の詳細な説明〕
本発明は前記従来の問題点らを勘案してこれを解決するために案出されたものでり、本発明の目的は次のようである。
【００１６】
第一、本発明の目的は高強度高機能を有して製造工程と製造単価が既存の鉄系部品素材と対比して工業的及び経済的に優秀な競争力を有する鉄系多元素バルク非晶質合金組成物を提供するものである。すなわち、本発明の一目的は一般製鉄所または鋳物工場で生産されるか、または使用中の鑄物銑または合金鉄などを使用して、一般ダイキャスティング（ｄｉｅ  ｃａｓｔｉｎｇ）工場や粉末冶金工場で部品素材への生産が可能な鉄系多元素バルク非晶質合金組成物及びこの非晶質相を含む複合素材を提供するものである。
【００１７】
第二、本発明は臨界冷却速度が低くて非晶質形性能が優秀であり、不純物による非晶質形性能の低下現象が格段に減少されて一般製鉄所で使用される合金鉄を使用してもバルク非晶質合金の製造が可能な鉄系多元素バルク非晶質合金組成物及びこの非晶質相を含む複合素材を提供することが目的である。
【００１８】
第三、本発明は過冷却液状領域が広くて非晶質合金の熱間加工性が優秀であり、液状の粘度が低くて鋳造性がすぐれた新しい鉄系多元素バルク非晶質合金組成物及びこの非晶質相を含む複合素材を提供することが目的である。
【００１９】
すなわち、本発明は合金原料として鑄物銑、各種合金鉄（Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｏ、Ｆｅ−Ｎｂ、Ｆｅ−Ｖ、Ｆｅ−Ｃｒなど）と工業用Ａｌ、Ｔｉ金属らを使用して優秀な特性のバルク非晶質合金を製造することができる合金組成領域を提示する。また、この非晶質材料の熱処理を通じて製造される複合材料と、この非晶質材料と結晶質材料を混合して製造する複合材料を提示する。
【００２０】
本発明の目的は前記目的らに限定されない。言及されなかった本発明の他の目的らは下の記載から本発明が属した技術分野で通常の知識を有した者に明確に理解されることができるはずである。し、これも本発明の目的に該当するものである。
【００２１】
前記目的らを達成するために本発明の一特徴による鉄系多元素非晶質合金組成物は、一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＭａで表現されて、前記ＭはＴｉ（チタン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）またはＶ（バナジウム）のうちから選択された一つ以上の元素であり、前記α、β、γ、ｘ、ｙ及びａはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、ホウ素（Ｂ）、リン（Ｐ）及び前記選択された金属原素の原子％であり、前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ａ）原子％、前記βは８原子％＜β≦１３原子％、前記γは１原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは４．５原子％≦ｘ≦９．５原子％、前記ｙは３原子％≦ｙ≦１０原子％、そして前記ａは０．１原子％≦ａ≦６原子％であることを特徴とする。
【００２２】
ここで、本発明は前記ＭがＴｉであり、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは４原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは７原子％≦ｙ≦９原子％、前記ａは０．５原子％≦ａ≦１．５原子％であることが他の特徴である。
【００２３】
ここで、本発明は前記ＭがＷまたはＶであり、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは７原子％≦ｙ≦９原子％、そして前記ａは０．５原子％≦ａ≦１．５原子％であることがまた他の特徴である。
【００２４】
ここで、本発明は前記ＭがＮｂ＋Ｍｏであり、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは４原子％≦ｘ≦６原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ａは２原子％≦ａ≦５原子％であることがまた他の特徴である。
ここで、本発明は前記ＭがＴｉ＋Ｃｒであり、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ａは２原子％≦ａ≦５原子％であることがまた他の特徴である。
【００２５】
本発明の他の特徴による鉄系多元素非晶質合金組成物は、一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＭａＡｌｂで表現され、前記ＭはＴｉ（チタン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）またはＶ（バナジウム）のうちから選択された一つ以上の元素であり、前記α、β、γ、ｘ、ｙ、ａ及びｂはそれぞれＦｅ（鉄）、Ｃ（炭素）、Ｓｉ（シリコーン）、Ｂ（ホウ素）、Ｐ（リン）、前記選択された金属原素及びＡｌ（アルミニウム）の原子％であり、前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ａ＋ｂ）原子％、前記βは５原子％＜β≦１３原子％、前記γは１原子％≦γ≦５原子％、前記ｘは５原子％≦ｘ≦９．５原子％、前記ｙは３原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ａは０．１原子％≦ａ≦１０原子％、前記ｂは０原子％＜ｂ≦６原子％であることを特徴とする。
【００２６】
ここで、本発明は前記ＭがＣｒ＋Ｍｏであり、前記ａは２原子％≦ａ≦８原子％、前記βは５原子％＜β≦８原子％、前記γは２．５原子％≦γ≦４原子％、前記ｘは５原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ＜１０原子％であることが他の特徴である。
ここで、本発明は前記ＭがＣｒであり、前記ａは４原子％≦ａ≦６原子％、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは２．５原子％≦γ≦４原子％、前記ｘは５原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦９．５原子％であることがまた他の特徴である。
【００２７】
ここで、本発明は前記ＭがＴｉであり、前記ａは０．５原子％≦ａ≦１．５原子％、前記βは９原子％≦β≦１１原子％、前記γは３．５原子％≦γ≦４．５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦７原子％、前記ｙは７原子％≦ｙ≦９．５原子％であることがまた他の特徴である。
【００２８】
本発明のまた他の特徴による鉄系多元素非晶質合金組成物は一般式ＦｅαＣβＳｉγＢｘＰｙＡｌｂで表現されて、前記α、β、γ、ｘ、ｙ、ｂはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、ホウ素（Ｂ）、リン（Ｐ）及びアルミニウム（Ａｌ）の原子％であり、前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｘ＋ｙ＋ｂ）原子％、前記βは１０原子％≦β≦１２原子％、前記γは３．５原子％≦γ≦４．５原子％、前記ｘは６原子％≦ｘ≦８原子％、前記ｙは８原子％≦ｙ≦１０原子％、前記ｂは１原子％≦ｂ≦６原子％であることを特徴とする。
【００２９】
本発明のまた他の特徴による鉄系多元素非晶質合金組成物は一般式ＦｅαＣβＳｉγＳｎｚＰｙＭｏｃで表現されて、前記α、β、γ、ｚ、ｙ及びｃはそれぞれ鉄（Ｆｅ）、炭素（Ｃ）、シリコーン（Ｓｉ）、スズ（Ｓｎ）、リン（Ｐ）及びモリブデン（Ｍｏ）の原子％であり、前記αはα＝１００−（β＋γ＋ｚ＋ｙ＋ｃ）原子％、前記βは６原子％≦β≦７原子％、前記γは１．５原子％≦γ≦２．５原子％、前記ｚは２．５原子％≦ｚ≦３．５原子％、前記ｙは１３原子％≦ｙ≦１４原子％、前記ｃは２原子％≦ｃ≦３原子％であることを特徴とする。
【００３０】
〔図面の簡単な説明〕
図１はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３１】
図２はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ａｌ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３２】
図３はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｃｒ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３３】
図４はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｎｂ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３４】
図５はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｎｂ−Ｍｏ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３５】
図６はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｔｉ−Ａｌ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３６】
図７はＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｃｒ−Ａｌ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【００３７】
〔実施例〕
以下添付された図面を参照して本発明の一実施例を詳細に説明する。但し、添付された図面は本発明の最適の実施例を詳述するための一例であり、図面に示されて、これによって説明される本発明の構成と作用は少なくとも一つの実施例として説明されるものであり、単にこれによって本発明の技術的思想の範囲と構成及び作用が限定／制限されることはない。
【００３８】
本発明は鑄物銑を基地金属（ｂａｓｅ  ａｌｌｏｙ）で合金を設計する。鑄物銑は一般製鉄所で大量生産されて販売される炭素が飽和された銑鉄であり、Ｓｉをおおよそ２原子％以上含んでいるので、大気中で溶解が可能で鋳造性が非常に優秀で溶融温度が低くて、バルク非晶質合金設計の基地金属として好適である。
【００３９】
鑄物銑の溶融温度を低めて冷却時に結晶化を遅延させて、非晶質形性能を向上させるためには、適正量のＰ（リン、ｐｈｏｓｐｈｏｒｏｕｓ）、またはＢ（ホウ素、ｂｏｒｏｎ）の添加が效果的であるが、これのために一般鋳物工場で使用している合金鉄Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂを使用した。多くの合金組成らの非晶質形性能が試行錯誤の試験法を経って検討されたし、表１と図１ないし図７に代表的な例を示す。
【００４０】
下の表１に与えられる各組成物の合金をアーク溶解法によって製造した後、直径１mm、長さ４５mmの容量を有する銅モールドにアーク溶解後サクション（ｓｕｃｔｉｏｎ）を通じて非晶質合金を製造した。そして、この試片らの時差列分析（図１ないし図７）を通じてガラス遷移温度、結晶化温度、結晶化時の発熱エンタルピー及び液状線温度を求めたし、ガラス遷移温度と結晶化温度を通じて過冷却液状領域を求めて、ガラス遷移温度と液状線の温度を通じて換算ガラス遷移温度Ｔｒｇ（＝Ｔｇ（Ｋ）／Ｔｌ（Ｋ））値を求めた。
【００４１】
【表１】
2008520832.tif 000003
【００４２】
鑄物銑にＦｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｂを添加して製造したＦｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｐ−Ｂ組成の合金の非晶質形性能をさらに向上させるために各種合金鉄を適切な分量で添加したが、これら合金元素らの非晶質向上に及ぶ役割は非常に複合的で、同時多発的に作用する。例えばＳｎ（スズ、ｓｔａｎｎｕｍ）またはＡｌ（アルミニウム、ａｌｕｍｉｎｕｍ）の場合は合金の溶融点を低めて非晶質形性能を向上させると共に液状の原子構造を緻密化することで原子らの移動が難しくなって、これによって結晶化速度が低下されて非晶質形性能を向上させるものとして判断される。
【００４３】
一方、Ｔｉ（チタン、Ｔｉｔａｎｉｕｍ）、Ｍｏ（モリブデン、ｍｏｌｙｂｄｅｎｕｍ）、Ｃｒ（クロム、ｃｈｒｏｍｉｕｍ）、Ｗ（タングステン、ｔｕｎｇｓｔｅｎ）、Ｎｂ（ニオブ、ｎｉｏｂｉｕｍ）などは液状の溶融温度を返って高める場合もあるが、液状の原子構造を緻密にさせることは勿論、Ｃ（カーボン、ｃａｒｂｏｎ）またはＳｉ（シリコーン、ｓｉｌｉｃｏｎ）など結晶化に寄与する元素らとの原子結合が非常に強いので、このような元素らの拡散速度を低下させることで、全体的な結晶化速度を低下させて非晶質形性能の向上に寄与する。しかし、このような元素らの影響は各元素らの相対的な割合によって大きく変化して、最も非晶質形性能が優秀な元素比を理論的に導出できないので、試行錯誤法の実験を通じて適正元素比を導出した。
【００４４】
本発明による非晶質合金は急速凝固法、金型鋳造法、高圧鋳造法などによって製造することができるし、アトマイジング（ａｔｏｍｉｚｉｎｇ）法によって非晶質合金粉末を製造することができる。
【００４５】
本発明による非晶質合金は２０Ｋないし５０Ｋ程度の非常に大きい過冷却液状領域を得ることが可能で、結晶質の材料と対比して低い温度で加工性が優秀であるので鍛造、圧延、引抜（ｄｒａｗｉｎｇ）あるいはそれ以外の加工工程を経って非晶質部品素材を製造することができる。
【００４６】
本発明による非晶質合金は熱処理を通じて非晶質相と結晶相が混在する複合材料の製造が可能であり、ｎｍ単位、またはμｍ単位の第２相の粉末を添加して圧出、圧延などを通じて本発明の非晶質相を基地にする複合材料で製造が可能である。
【００４７】
以上からの本発明によると、鋳造性が非常に優秀であるために各種鋳造工程を通じて複雑な模様の部品素材製造が可能で、２０ないし５０Ｋ以上の非常に大きい過冷却液状領域を得ることが可能で、優秀な加工性を確保することができるから鋳造法によって板状棒状、あるいはその他の形態のバルク非晶質合金を製造した後、過冷却液状領域で粘性流動を利用して特定形態の部品で容易に成形することができる。
【００４８】
また本発明は、アトマイジング法によって非晶質粉末を製造した後、粉末の予備成型体を過冷却液状領域の高温で高い圧力をかけて非晶質構造をそのまま維持しながらバルク非晶質部品としての成形が可能である。
【００４９】
以上で本発明による鉄系多元素非晶質合金組成物に対して実施したが、これは少なくとも一つ以上の実施例として提示されるものであり、これによって本発明の技術的思想とその構成及び作用が限定されることはない。
【００５０】
〔産業上利用可能性〕
以上のような本発明によると次のような效果を得る。
【００５１】
第一、本発明による鉄系多元素非晶質合金組成物は凝固時に低い臨界冷却速度でも非晶質相が形成される優秀な非晶質形性能を有する。
【００５２】
第二、本発明によると鋳造法及び粉末冶金法によって板状、棒状またはその他の形態のバルク非晶質素材や粉末状の非晶質粉末の製造が容易である。
【００５３】
第三、本発明の素材らを室温から昇温する場合、ガラス遷移温度（ｇｌａｓｓ  ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）以上で２０ないし５０Ｋ以上の非常に大きい過冷却液状領域が存在して、この過冷却液状の優秀な粘性流動性を利用して特定形態の非晶質またはナノ構造部品で経済的で、容易に成形することができる。
【００５４】
第四、この非晶質相を含む複合材料を使用することで結晶質相と非晶質相の特性が適切に融合された優秀な特性の部品素材の製造が可能である。
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図２】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ａｌ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図３】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｃｒ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図４】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｎｂ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図５】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｎｂ−Ｍｏ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図６】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｔｉ−Ａｌ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図７】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ−Ｃｒ−Ａｌ系合金の時差列分析結果を示すグラフ図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【国際調査報告】
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