(57)【要約】  本発明は、金属ガラスを形成する硫黄含有合金、およびその製造方法に関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記式:
(Ti,Zr,Nb,Hf,Fe(1),Aa1)aPdb(Cu,Ni)c(V,Mo,Ta,W)d(Co,Cr,Fe(2))e(Mn,Al,In,Ga,Ag,Si,Ge)fSngBeh(B,C)i(O,H,N)j(P,Sx1)x    (I)
を有する、金属ガラス形成含硫黄合金であって、
a=0重量%〜約15重量%または約30重量%〜約90重量%であり、
b=0重量%〜約68重量%であり、
a+b=約30重量%〜約97重量%であり、
a=0重量%〜約15重量%である場合、b=約35重量%〜約68重量%であり、Aは、希土類（ランタニド＋イットリウム）の群内の1つまたは複数の元素であり、a1/a=0〜約1/10であり、
c=0重量%〜約65重量%であり、
d=0重量%〜約15重量%であり、
e=0重量%〜約15重量%であり、
f=0重量%〜約15重量%であり、
g=0重量%〜約23重量%であり、
h=0重量%〜約1重量%であり、
i=0重量%〜約3.5重量%であり、
j=0重量%〜約0.20重量%であり、
b=0%である場合、a、ならびにcおよびeの少なくとも一方は0%超であり、a=0重量%〜約15重量%およびb=約35重量%〜約68重量%である場合、c、d、e、f、gの少なくとも1つは0重量%超であり、
Fe(1)およびFe(2)は、それぞれFeを表し、Fe(2)は、a=0%である場合にのみ存在し、a=約30重量%〜約90重量%である場合、x=約0.21重量%〜約9重量%であり、a=0重量%〜約15重量%およびbが約35重量%超である場合、x=約8重量%〜約16.5重量%であり、
x1/xは、約1/10以上〜約1であり、
重量パーセンテージの全ての和a+b+c+d+e+f+g+h+i+j+x+式(I)に含まれない元素の不可避の微量不純物=100重量%であり、
少なくともx1/x=約1およびx=約0.21重量%〜約1重量%である場合、Fe(1)、NiおよびAlを含有する合金は、少なくとも約50体積%非晶質である、
金属ガラス形成含硫黄合金。
【請求項２】
式(Ti,Zr,Nb,Hf,Fe(1),Aa1)aPdb(Cu,Ni)c(V,Mo,Ta,W)d(Co,Cr,Fe(2))e(Mn,Al,In,Ga,Ag,Si,Ge)fSng(B,C)i(O,H,N)j(P,Sx1)x
（式中、
a=約30重量%〜約90重量%であり、
b=0重量%〜約40重量%であり、
x=約0.21重量%〜約9重量%、好ましくは約0.21重量%〜約8.5重量%であり、
b、c、eの少なくとも1つは0超であり、
A、Fe(1)、Fe(2)、a1、c、d、e、f、g、i、j、x1、残りの境界条件および重量パーセンテージの和は、請求項1に記載の通りである）
を示すことを特徴とする、請求項1に記載の合金。
【請求項３】
式(Ti,Zr,Nb)aPdb(Cu,Ni)cAlfSng(P,Sx1)x
（式中、
a=約30重量%〜約90重量%であり、b=0%〜約40重量%であり、a+b=約30重量%〜約97重量%であり、c、f、gは、請求項1に記載の通りであり、b、cの少なくとも一方は0重量%超であり、x1、xおよび全ての重量パーセンテージの和は、請求項1に記載の通りである）
を示すことを特徴とする、請求項2に記載の合金。
【請求項４】
式(Ti,Zr,Nb,Hf,Fe(1),Aa1)aPdb(Cu,Ni)c(V,Mo,Ta,W)d(Co,Cr,Fe(2))e(Mn,Al,In,Ga,Ag,Si,Ge)fSng(B,C)i(O,H,N)j(P,Sx1)x
（式中、
a=0重量%〜約15重量%であり、
b=約35重量%超〜約68重量%であり、
残りの重量パーセンテージおよび他の境界条件は、請求項1に記載の通りである）
を示すことを特徴とする、請求項1に記載の合金。
【請求項５】
x1/x=約1であることを特徴とする、請求項1〜4のいずれか一項に記載の合金。
【請求項６】
合金の全てが、約20μm以上の厚さにおいて少なくとも約50体積%非晶質であることを特徴とする、請求項1〜5のいずれか一項に記載の合金。
【請求項７】
請求項1〜6のいずれか一項に記載の合金の溶融冶金製造の方法であって、
-  元素Fe、Pd、Ni、Cr、CuおよびCoの1つまたは複数が、個々に好適な容器内で硫黄と、および場合によっては別個の容器内でリンと、加熱および合金化され、
-  得られた合金が、必要に応じて、B2O3による精製のためのフラックスプロセスに供され、剰余のB2O3ならびに非硫化物および/または非リン化物不純物は、得られた高純度の硫黄および/またはリンマスター合金から分離され、
-  場合によって高純度リン合金を含む高純度合金は、好適なオーブンまたは好適な容器内でアルゴン中で高純度形態の合金の残りの元素と、また場合によっては高純度形態の他のFe、Pd、Ni、Cr、Cuおよび/またはCoと、溶融および合金化され、
-  金属ガラスを形成しようとする場合には、その後急冷に供される
ことを特徴とする方法。
【請求項８】
急冷が、冷却鋳型プロセス、例えば冷却された鋳型内での傾動、回転、もしくは圧力鋳造を使用して、または溶融紡糸プロセスを使用して、あるいは粉末化プロセスにより行われることを特徴とする、請求項7に記載の方法。
【請求項９】
硫黄およびリンの合金を製造するための容器が、石英容器であることを特徴とする、請求項7または8に記載の方法。
【請求項１０】
オーブンが、電気アーク炉であることを特徴とする、請求項7から9のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
請求項1から6のいずれか一項に記載の非晶質、部分非晶質、または結晶性合金から製造される鋳物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金属ガラスを形成する含硫黄合金、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
金属ガラスまたは非晶質金属合金は、近年、その優れた機械的特性に起因してますます重要となってきている。塊状の金属ガラスを形成し、極めて耐腐食性であり、非晶質構造を得るために必要な冷却速度を大幅に低減し得る合金が発見されている。このためには、金属合金へのリンの添加が非常に有利であることが証明されている。例えば、US 2013/0048152 A1およびUS 2014/0116579 A1を参照されたい。
【０００３】
一方、含硫黄金属合金はあまり注目されていない。DE 1 245 139 C2は、最大1重量%の硫黄を含有し得る、永久磁石を製造するための金属合金を開示しており、これは、急冷されない代わりに焼結されるため、非晶質ではなく結晶性である。DE 32 43 964は、筆記用具用のペン先を製造するための、硫黄を含有し得る非晶質金属合金を記載しているが、含硫黄合金または硫黄分については具体的に言及していない。DD 225 721 A1は、0.02質量%〜0.15質量%の硫黄含量を有するNi-C-Sで構成され溶融冶金により製造された出発粒子を開示しており、これは、好ましくは10質量%〜20質量%の硫黄を含むNi-Sマスター合金を介して製造される。US 2009/0162629 A1は、極めて高いパラジウム含量を有する含硫黄非晶質金属合金を記載しており、これは非金属としてリンも含有し得る。
【０００４】
金属ガラス中にリンを使用することの主な欠点は、製造中に有害な白リンが形成されることである。さらに、高い可燃性およびそれに付随する爆発の危険性に起因して、保管および処理に問題がある。リン元素は、標準圧力下では安定な溶融相を有さず、したがって直接昇華を生じ、マスター合金を製造するのがより困難になる。
【発明の概要】
【０００５】
驚くべきことに、多くの異なる金属ガラス形成合金において、良好な機械的特性およびガラス形成特性を維持し、また上述の欠点を低減または防止しながら、全体的または部分的にリンの代わりとして硫黄を使用し得ることが発見された。さらに、多くの全く新しい含硫黄合金系を、非晶質として製造することができた。
【０００６】
したがって、本発明の第1の態様は、下記式:
(Ti,Zr,Nb,Hf,Fe(1),Aa1)aPdb(Cu,Ni)c(V,Mo,Ta,W)d(Co,Cr,Fe(2))e(Mn,Al,In,Ga,Ag,Si,Ge)fSngBeh(B,C)i(O,H,N)j(P,Sx1)x    (I)
を有する金属ガラス形成含硫黄合金であって、
a=0重量%〜約15重量%または約30重量%〜約90重量%であり、
b=0重量%〜約68重量%であり、
a+b=約30重量%〜約90重量%であり、
a=0重量%〜約15重量%である場合、b=約35重量%〜68重量%であり、
Aは、希土類（ランタニド＋イットリウム）の群からの1つまたは複数の元素であり、a1/a=0〜約1/10であり、
c=0重量%〜約65重量%であり、
d=0重量%〜約15重量%であり、
e=0重量%〜約15重量%であり、
f=0重量%〜約15重量%であり、
g=0重量%〜約23重量%であり、
h=0重量%〜約1重量%であり、
i=0重量%〜約3.5重量%であり、
j=0重量%〜約0.20重量%であり、
b=0である場合、a、ならびにcおよびeの少なくとも一方は0超であり、a=0重量%〜約15重量%およびb=約35重量%〜約68重量%である場合、c、d、e、f、gの少なくとも1つは0超であり、
Fe(1)およびFe(2)は、それぞれFeを表し、Fe(2)は、a=0である場合にのみ存在し、a=約30重量%〜約90重量%である場合、x=約0.21重量%〜約9重量%であり、a=0重量%〜約15重量%およびbが約35重量%超である場合、x=約8重量%〜16.5重量%であり、
x1/x=約1/10〜約1であり、
全てのパーセンテージの和であるa+b+c+d+e+f+g+h+i+j+x+式(I)に含まれない元素の不可避の微量不純物=100重量%であり、
少なくともx1/x=約1およびx=約0.21重量%〜1重量%である場合、Fe(1)、NiおよびAlを含有する合金は、約20μm以上の厚さにおいて少なくとも約50体積%非晶質である、
金属ガラス形成含硫黄合金に関する。
【０００７】
本発明はまた、上記の合金を製造するための方法に関し、その方法では、
-  元素Fe、Pd、Ni、Cr、CuおよびCoのうちの1つまたは複数が、個々に適切な容器内で硫黄とともに加熱および合金化され、また任意で個々に別個の容器内でリンとともに加熱および合金化され、
-  得られた合金（複数可）は、必要に応じて、B2O3による精製のためのフラックスプロセスに供され、剰余のB2O3ならびに非硫化物および/または非リン化物不純物は、得られた高純度の硫化物および/またはリン合金から分離され、
-  高純度硫黄合金は、場合によっては高純度リン合金と共に、好適なオーブン内でアルゴン雰囲気中で高純度形態の合金の残りの元素と、また場合によっては高純度形態のさらなるFe、Pd、Ni、Cr、Cuおよび/またはCoと、溶融および合金化され、
-  金属ガラスを形成しようとする場合には、その後急冷に供される。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】実施例1〜2において製造された合金のサーモグラムである。
【図２】実施例1〜2において製造された合金の回折図である。
【図３】実施例3において製造された合金のサーモグラムである。
【図４】実施例3において製造された合金の回折図である。
【図５】実施例4において製造された合金のサーモグラムである。
【図６】実施例4において製造された合金の回折図である。
【図７】実施例5において製造された合金のサーモグラムである。
【図８】合金Ti29.3009Zr47.0547Hf2.2275Cu17.0260(Fe,Cr)0.1920O0.0212H0.0069C0.0484S3.9690および金属微量不純物としてのPb0.0004の回折図である。試料が非晶質であることを回折図から導き出すことができる。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
発明の概要において示された合金の式は、多くの元素の群を含むが、括弧内の各元素は、本発明による合金中に単独で、または括弧内の他の元素と組み合わせて存在し得る。括弧の後の下付き文字は、それぞれ重量パーセンテージの範囲を表し、これは括弧内の元素の重量パーセンテージの全ての和である。
【００１０】
以下の詳細が適用される。
【００１１】
Feは、式中の2つの異なる組の括弧内にFe(1)およびFe(2)として示されるが、Fe(2)は、Fe(1)が存在しない場合にのみ存在する。この非従来的な表記形式は、硫黄またはリンのいずれかを含むマスター合金において変換できる合金元素の必要な存在を簡潔に示すために必要であった。
【００１２】
文字Aは、希土類元素（ランタニド+イットリウム）を表し、その全重量は、これらの括弧内の元素の全ての重量の最大10%あるいは1/10である。当業者には、希土類金属（ランタニドおよびイットリウム）による第1の括弧内の元素Ti、Zr、Nb、Hf、Feの割合的に制限された置換がガラス形成特性を改善することが認識されている。
【００１３】
また、第1の括弧内のTi、Zr、Nb、Hf、FeおよびAの重量パーセンテージが0重量%〜約15重量%である場合、元素Pdの重量パーセンテージbは高く、すなわち約30重量%超〜約68重量%である。Pdは、その量に応じて、元素Ti、Zr、Nb、Hf、FeおよびAを完全にまたは部分的に置き換えることができる。a+bの全体的な重量パーセンテージは、約30重量%〜約97重量%である。
【００１４】
合金は全て、少なくとも2種の金属を含有する。硫黄またはリンとのマスター合金を容易に形成し得る金属の少なくとも1つが存在しなければならない。これらは、重量パーセンテージbのPd、重量パーセンテージcのCuおよびNi、ならびに重量パーセンテージeのCo、Cr、およびFeである。
【００１５】
元素PおよびSの全体的な重量パーセンテージxは、元素Pdに対する元素Ti、Zr、Nb、Hf、FeおよびAの量の比に依存する。元素Ti、Zr、Nb、Hf、FeおよびAが0重量%〜15重量%の全体的パーセンテージaでのみ存在し、それに伴ってPdのパーセンテージbが約35重量%〜約68重量%である場合、PおよびSの全体的な重量パーセンテージxは比較的高く、すなわち約8重量%〜約16.5重量%、好ましくは約9重量%または約10重量%〜約68重量%である。Ti、Zr、Nb、Hf、FeおよびAの全体的なパーセンテージaが高く、すなわち約30重量%〜約90重量%であり、それに伴ってPdの全体的なパーセンテージbがより低い、すなわち0重量%〜約40重量%である場合、PおよびSの全体的なパーセンテージxは、約0.21重量%〜約9重量%である。PおよびSの全体的な重量パーセンテージxに対するSの重量パーセンテージx1の比は、約1/10〜約1の範囲内である。これは好ましくは約1であり、すなわちこの場合合金中にリンは存在しない。
【００１６】
x1/x=約1およびx=約0.21重量%〜約1重量%である場合、Fe(1)、NiおよびAlを含有する合金は、約20μm以上の厚さにおいて少なくとも50体積%非晶質である。他の場合において、すなわち概要の第1の態様において説明された合金の式に加えて、また以下に示される好ましい合金の式を有する合金の場合のそれぞれにおいて、合金は、非晶質、部分非晶質（例えば約20μm以上の厚さにおいて少なくとも約50体積%非晶質）または結晶形態で存在し得る。
【００１７】
合金の残りの元素の重量パーセンテージf、g、h、iおよびjについては特に説明は必要ないが、但し、Beは有毒であることが知られているため、Beのパーセンテージであるjは、好ましくは0重量%である。
【００１８】
本発明によるさらに好ましい合金の群を以下で説明する。
【００１９】
1つの好ましい合金は、式(Ti,Zr,Nb)aPdb(Cu,Ni)cAlfSng(P,Sx1)xを有し、式中、a=約30重量%〜約90重量%であり、b=0重量%〜約40重量%であり、a+b=約30重量%〜約97重量%であり、c、f、g、x1、x、および重量パーセンテージの全ての和は、概要において本発明の第1の態様で定義された通りであり、bおよびcの少なくとも一方は0重量%超である。
【００２０】
別の好ましい合金は、式(Ti,Zr,Nb,Hf,Fe(1),Aa1)aPdb(Cu,Ni)c(V,Mo,TA,W)d(Co,Cr,Fe(2))e(Mn,Al,In,Ga,Ag,Si,Ge)fSng(B,C)i(O,H,N)j(P,Sx1)xを有し、式中、a=0重量%〜約15重量%であり、b=約35重量%超〜約68重量%であり、残りの重量パーセンテージおよび他の境界条件は、概要において本発明の第1の態様で定義された通りである。
【００２１】
別の好ましい合金は、式
NbaPdb(Cu,Ni)cCre(P,Sx1)x
を有し、式中、a=約41重量%〜約59重量%であり、x=約0.5重量%〜約3.5重量%であり、x1/x=約1であり、c=約35重量%〜約65重量%であり、好ましくはc=約40重量%〜約55重量%であり、e=0重量%〜約1.5重量%であり、残りの重量パーセンテージおよび他の境界条件、ならびに重量パーセンテージの全ての和は、概要において本発明の第1の態様で定義された通りである。
【００２２】
式
(Zr,Fe(1))a(Ni)c(Mo)dCre(B,C)i(P,Sx1)x
を有する合金も同様に好ましく、式中、a=約62重量%〜約79重量%、好ましくは約65重量%〜約79重量%であり、c=0重量%〜約22重量%であり、d=0重量%〜約15重量%であり、e=0重量%〜約6重量%であり、c+d+e=約13重量%〜約24重量%であり、x=約0.3重量%〜約8.5重量%、好ましくは約0.5重量%〜約8.5重量%であり、x1/xおよびiおよび他の境界条件ならびに全ての重量パーセンテージの和は、概要において本発明の第1の態様で定義された通りである。
【００２３】
最後に、式
((Nb,Hf)aPdb(Cu,Ni)c(Fe(2),Co)e(P,Sx1)x
を有する合金もまた好ましく、式中、a=0重量%〜約15重量%であり、特に好ましくはa=0重量%であり、b=約35重量%〜約68重量%であり、c、e、xおよびx1、ならびに重量パーセンテージの全ての和は、概要において本発明の第1の態様で定義された通りであり、また、x1/x=約1であること、ならびにa=0重量%である場合、cおよびeの少なくとも一方が0重量%超であることが特に好ましい。
【００２４】
表1は、以下の一般的方法のガイドラインを使用して製造される具体的な合金の例を示し、ここで急冷は、冷却された銅鋳型内に合金を注ぎ入れることにより達成される。これらの合金は全て、250μmの厚さにおいて少なくとも約50%非晶質である。効率的な急冷法、例えば溶融紡糸プロセスが使用されるような場合には、100%非晶質の合金（金属ガラス）を得ることができることが、当業者に認識される。
【００２５】
非晶質構造のため、当該合金は、対応する結晶性合金よりも硬度、弾性、および剛性が高い。例として、表1中の合金番号276は、566HV5の硬度を有し、2%超の弾性を有し、約3GPaの曲げ強度を有する。
【００２６】
合金の製造のためには、出発材料の純度は、本発明の概要において第1の態様で上述された元素の全ての量が維持されるような純度でなければならない。そのような材料は、以降「高純度」と呼ばれ、この表現は、本発明において使用される場合、必ずしも従来の「高純度」の定義と同じものを意味するとは限らない。当然ながら、当業者には、合金が不可避的に微量不純物を含有し得ることが認識されている。したがって、本発明による合金における全ての重量パーセンテージの和a+b+c+d+e+f+g+h+i+j+x+式(I)に含まれない元素の不可避の微量不純物=100重量%である。この文脈で、微量とは、従来的に、約0.1重量%以下、好ましくは約0.075重量%以下、より好ましくは約0.05重量%以下、特に好ましくは約0.03重量%以下、より特に好ましくは約0.01重量%以下、極めて特に好ましくは約0.005重量%以下、最も好ましくは約0.001重量%以下の、典型的には金属の、また場合によっては半金属の不純物の総量を意味する。
【００２７】
本発明による合金を製造するための一般的方法において、硫黄を伴ってFe、Pd、Ni、Cr、CuまたはCoから1種または複数種のマスター合金が製造され、また場合によってはリンを伴ってFe、Pd、Ni、Cr、CuまたはCoから1種または複数種のマスター合金が製造される。金属と硫黄またはリンとは、（例えば石英ガラス製の）耐熱性容器内で、不活性ガス、好ましくはアルゴン下で加熱および合金化される。加熱および合金化は、好ましくは、最も高い温度で溶融する合金の成分の融点より約50℃〜約100℃高い温度での約1〜約10分の誘導加熱により行われる。
【００２８】
高純度（上で定義される）の元素がマスター合金に使用されない場合、マスター合金は、精製のためにB2O3でのフラックスプロセスに供されてもよい。未処理のマスター合金は、不活性ガス、好ましくはアルゴン中で5重量%〜15重量%のB2O3と共に溶融され、約1000℃〜約1300℃、好ましくは合金の融点より少なくとも約100℃高い温度で約2〜約24時間、好ましくは約4時間保持される。非硫化物および/または非リン化物不純物は、B2O3溶融物中に吸収されるが、これは、系全体の自由エネルギーの低下をもたらすためである。
【００２９】
室温への冷却後、合金の上部に位置する不純物を含有する剰余のB2O3は、水中に溶解または分散されて水と共に捨てられ、高純度マスター合金が残される。
【００３０】
高純度（上で定義される）硫黄合金（複数可）は、場合によっては高純度（上で定義される）リン合金（複数可）と共に、好適なオーブン内で、真空下、不活性ガス、好ましくはアルゴン中で、同様にその高純度形態（上で定義される）で使用される合金の残りの元素、ならびに場合によっては同様に高純度形態（上で定義される）のさらなるFe、Pd、Ni、Cr、Cuおよび/またはCoと溶融および合金化される。これは、好ましくは電気アーク炉内で行われ、合金は、電気アーク炉内で、約1000℃〜約2000℃、好ましくは最も高い融点を有する成分の融点より約500℃高い温度で、合計して約30〜180秒間溶融される。これには、合金の回転を後に伴う複数の約30秒の溶融期間を実施することが好ましい。
【００３１】
本明細書において（部分）非晶質とも呼ばれる非晶質または部分非晶質合金（金属ガラス）（すなわち、約20μm以上の厚さ（約50μm以上の厚さがより好ましく、約100μm以上の厚さがさらにより好ましく、約200μm以上、さらに良好には250μm以上の厚さが最も好ましい）において少なくとも約50体積%が非晶質であり、完全に非晶質の合金を含む）を製造するためには、合金は次いで急冷に供される。これは、例えば、チル鋳造プロセス、例えば冷却された鋳型での傾動、回転、吸引もしくはダイカストを使用して、あるいは、より効率的には、溶融紡糸プロセス、または合金溶融物が保護ガス雰囲気中で粉末を形成するように処理される粉末化プロセスを使用して、あるいはいわゆるスプラットクエンチにより行い得る。
【００３２】
合金製の鋳物は、例えば、熱可塑性鋳型もしくは冷間成形により非晶質合金粉末から、または、レーザービーム溶融（3D印刷）により非晶質および/もしくは（部分）結晶性合金粉末から製造し得る。
【実施例】
【００３３】
以下の実施例において、（部分）非晶質とは、試料の約50体積%は非晶質であることを意味する。
【００３４】
実施例1：合金Ti8.58Zr69.43Ni10.75Cu8.22S3.02の製造
1A.  マスター合金Ni73.3S26.7の製造
30gの高純度Ni-S合金Ni73.3S26.7を製造するために、21.99gのニッケルおよび8.01gの硫黄を入手して、石英ガラス内でアルゴン中最高1500℃で5分間、誘導加熱により合金化した。その後の精製プロセスにおいて、合金をアルゴン中で3.4gのB2O3と共に溶融し、1000℃で4時間維持する。金属溶融物中の不純物は、精製プロセスにおいてB2O3溶融物中に吸収される。室温への冷却後、B2O3溶融物は、不純物と共に水中に溶解または分散されてマスター合金から取り除かれ、高純度合金が残される。
【００３５】
1B.  残りの合金成分を伴ったマスター合金の変換
0.3689gのニッケル、10.4145gのジルコニウム、1.2870gのチタン、1.2330gの銅、および、Ni73.3S26.7の組成を有する1.6966gのニッケル-硫黄合金を組み合わせることにより、15gの合金Ti8.58Zr69.43Ni10.75Cu8.22S3.02を製造する。純粋な元素およびニッケル-硫黄合金を、電気アーク炉内でアルゴン中約2000℃で合金化する。合金が均質であることを確実にするために、合金化つまみを少なくとも3回回転させ、溶融を行う（約30秒間）。
【００３６】
その後、室温に冷却した冷却銅鋳型内に注ぎ入れることにより、0.5〜1mmの厚さを有する（部分）非晶質部分の製造を行う。
【００３７】
0.5mmの厚さを有するこの合金のサーモグラムが、図1の一番上の曲線で示されている。結晶点488℃、および398℃でのガラスへの転移は、（部分）非晶質構造に当てはまる。
【００３８】
1mmの厚さを有するこの合金の回折図（Cu-K-α線）が、図2の一番上の曲線で示されている。曲線における幅広い隆起部は、（部分）非晶質構造を示している。
【００３９】
実施例2：合金Ti74.1Ni20.6S5.3の製造
2A.  マスター合金Ni69.11S30.89の製造
マスター合金Ni69.11S30.89を実施例1Aと同様に製造するが、ただし13.822gのニッケルおよび6.178gの硫黄および2.1gのB2O3を添加する。
【００４０】
2B.  残りの合金成分を伴ったマスター合金の変換
0.6994gのニッケル、5.9280gのチタン、および、Ni69.11S30.89の組成を有する1.3726gのニッケル-硫黄合金を組み合わせることにより、8gの合金Ti74.1Ni20.6S5.3を製造する。純粋な元素およびニッケル-硫黄合金を、電気アーク炉内でアルゴン中約2000℃で合金化する。合金が均質であることを確実にするために、合金化つまみを少なくとも3回回転させ、溶融を行う（約30秒間）。
【００４１】
その後、室温に冷却した冷却銅鋳型内に注ぎ入れることにより、0.5mmの厚さを有する（部分）非晶質部分の製造を行う。
【００４２】
0.5mmの厚さを有するこの合金のサーモグラムが、図1の一番下の曲線で示されている。462℃の結晶点、および423℃でのガラスへの転移は、（部分）非晶質構造に当てはまる。
【００４３】
0.5mmの厚さを有するこの合金の回折図（Cu-K-α線）が、図2の一番下の曲線で示されている。曲線における幅広い隆起部は、（部分）非晶質構造を示している。
【００４４】
図1および図2はまた、Ti、Zr、Ni、またはPd、CuおよびSを含有する他の2種の合金（合金番号218および248、表1、実施例6）のサーモグラムおよび回折図を示している。
【００４５】
実施例3：合金Pd56.71Ni31.28S12.01の製造
3A.  マスター合金Ni69.11S30.89の製造
合金Ni69.11S30.89を実施例2Aと同様に製造した。
【００４６】
3B.  マスター合金Pd86.04S13.96の製造
30gの高純度Pd-S合金Pd86.04S13.96を製造するために、25.812gのパラジウムおよび4.188gの硫黄を入手して、石英ガラス内でアルゴン中最高温度1600℃で5分間、誘導加熱により合金化した。その後、精製プロセスにおいて、合金をアルゴン中で2.9gのB2O3と共に溶融し、1000℃で4時間維持する。金属溶融物中の不純物は、精製プロセスにおいてB2O3溶融物中に吸収される。室温への冷却後、B2O3溶融物は、不純物と共に水中に溶解または分散されてマスター合金から取り除かれ、高純度合金が残される。
【００４７】
3C.  残りの合金成分を伴ったマスター合金の変換
3.5693gのニッケル、3.9415gのパラジウム、Ni69.11S13.96の組成を有する3.8872gのニッケル-硫黄合金、およびPd86.04S13.96の組成を有する8.6020gのパラジウム-硫黄合金を組み合わせることにより、20gの合金Pd56.71Ni31.28S12.01を製造する。純粋な元素、ニッケル-硫黄合金、およびパラジウム-硫黄合金を、電気アーク炉内でアルゴン中約2000℃で合金化する。合金が均質であることを確実にするために、合金化つまみを少なくとも3回回転させ、溶融を行う（約30秒間）。
【００４８】
その後、室温に冷却した冷却銅鋳型内に注ぎ入れることにより、0.5〜1.5mmの厚さを有する（部分）非晶質部分の製造を行う。
【００４９】
代替的に、純粋な元素、ニッケル-硫黄合金、およびパラジウム-硫黄合金を、石英ガラス内で合金化することができる。
【００５０】
0.5mmの厚さを有するこの合金のサーモグラムが、図3の一番下の曲線で示されている。176.2℃の結晶点、および152.9℃でのガラスへの転移は、（部分）非晶質構造に当てはまる。
【００５１】
1.5mmの厚さを有するこの合金の回折図（Cu-K-α線）が、図4の下の曲線で示されている。曲線における幅広い隆起部は、（部分）非晶質構造を示している。
【００５２】
図3および図4はまた、Pd、Ni、およびSを含有する別の合金（合金番号56、表1、実施例6）のサーモグラムおよび回折図を下の曲線に示している。
【００５３】
実施例4：合金Nb50.76Ni45.22Cu2.67S1.35の製造
4A.  マスター合金Ni69.11S30.89の製造
マスター合金Ni69.11S30.89を実施例2Aと同様に製造した。
【００５４】
4B.  残りの合金成分を伴ったマスター合金の変換
2.6586gのニッケル、3.1979gのニオブ、Ni69.11S30.89の組成を有する0.2753gのニッケル-硫黄合金、および0.1682gの銅を組み合わせることにより、6gの合金Nb50.76Ni45.22Cu2.67S1.35を製造する。純粋な元素およびニッケル-硫黄合金を、電気アーク炉内でアルゴン中約2000℃で合金化する。合金が均質であることを確実にするために、合金化つまみを少なくとも3回回転させ、溶融を行う（約30秒間）。
【００５５】
その後、室温に冷却した冷却銅鋳型内に注ぎ入れることにより、0.5〜3mmの厚さを有する（部分）非晶質部分の製造を行う。
【００５６】
0.5mmの厚さを有するこの合金のサーモグラムが、図5の下の曲線で示されている。696℃の結晶点、および635℃でのガラスへの転移は、（部分）非晶質構造に当てはまる。
【００５７】
3mmの厚さを有するこの合金の回折図（Cu-K-α線）が、図6に示されている。曲線における幅広い隆起部は、（部分）非晶質構造を示している。
【００５８】
図5はまた、Nb、Ni、Pd、およびSを含有する別の合金（合金番号20、表1、実施例6）のサーモグラムおよび回折図を上の曲線に示している。
【００５９】
実施例5：合金Mo10.68Ni6.59Fe69.48Cr3.37S1.25P6.90B0.50C1.23の製造
5A.  マスター合金Ni84.06S15.94の製造
20gの高純度Ni-S合金Ni84.06S15.96を製造するために、16.812gのニッケルおよび3.188gの硫黄を入手して、石英ガラス内でアルゴン中最高温度1500℃で5分間、誘導加熱により合金化する。その後、精製プロセスにおいて、合金をアルゴン中で2.7gのB2O3と共に溶融し、1250℃で4時間維持する。金属溶融物中の不純物は、精製プロセスにおいてB2O3溶融物中に吸収される。室温への冷却後、B2O3溶融物は、不純物と共に水中に溶解または分散されてマスター合金から取り除かれ、高純度合金が残される。
【００６０】
5B.  合金Fe90.97P9.03の製造
25gの高純度Fe-P合金Fe90.97P9.03を製造するために、22.7425gの鉄および2.2575gのリンを入手して、石英ガラス内でアルゴン中最高温度1600℃で5分間、誘導加熱により合金化する。その後、精製プロセスにおいて、合金をアルゴン中で1.5gのB2O3と共に溶融し、1250℃で4時間維持する。金属溶融物中の不純物は、精製プロセスにおいてB2O3溶融物中に吸収される。室温への冷却後、B2O3溶融物は、不純物と共に水中に溶解または分散されてマスター合金から取り除かれ、高純度合金が残される。
【００６１】
5C.  残りの合金成分を伴ったマスター合金の変換
2.136gのモリブデン、0.674gのクロム、0.246gの炭素、0.100gのホウ素、Fe90.97P9.03の組成を有する15.276gの鉄-リン合金、およびNi84.06S15.94の組成を有する1.568gのニッケル-硫黄合金を組み合わせることにより、20gの合金Mo10.68Ni6.59Fe69.48Cr3.37S1.25P6.90B0.50C1.23を製造する。純粋な元素、ニッケル-硫黄合金、および鉄-リン合金を、電気アーク炉内でアルゴン中約2000℃で合金化する。合金が均質であることを確実にするために、合金化つまみを少なくとも3回回転させ、溶融を行う（約30秒間）。
【００６２】
その後、室温に冷却した冷却銅鋳型内に注ぎ入れることにより、0.5mmの厚さを有する（部分）非晶質部分の製造を行う。
【００６３】
0.5mmの厚さを有するこの合金のサーモグラムが、図7に示されている。496℃の結晶点、および427℃でのガラスへの転移は、（部分）非晶質構造に当てはまる。
【００６４】
実施例6：製造されたさらなる合金
さらなる例を表1に示すが、これらは実施例1〜5と同様に製造されるものである。合金428は、フラックスプロセスなしで製造される。図8は、この合金の0.5mm厚の非晶質試料の回折図を示す。
【００６５】
【表１】
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【００６６】
本明細書で引用されたあらゆる種類の全ての出版物は、それらの参照によってその全内容が本明細書に含まれる。
【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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【図８】
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【国際調査報告】
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