JPH0641703A - 非晶質合金材料とその製造方法 - Google Patents
非晶質合金材料とその製造方法Info
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- JPH0641703A JPH0641703A JP6255892A JP6255892A JPH0641703A JP H0641703 A JPH0641703 A JP H0641703A JP 6255892 A JP6255892 A JP 6255892A JP 6255892 A JP6255892 A JP 6255892A JP H0641703 A JPH0641703 A JP H0641703A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
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- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【構成】 主元素と他の添加元素で構成され、非晶質合
金マトリックス中に、自己制御によって形成された平均
粒径が２〜１００ｎｍの完全結晶の微細粒子が分散して
なる非晶質合金材料並びに非晶質材料を加熱することに
よって非晶質マトリックス中に、非晶質相の安定相ある
いは析出処理温度に見合った安定性によって、平均粒径
が２〜１００ｎｍの範囲に粒径を自己制御する方法であ
る。主元素はＡｌ、Ｍｇ、Ｎｉであり、添加元素は希土
類元素その他である。 【効果】 機械的強度および靭性にすぐれた合金材料を
得ることができる。そして、これらの材料は析出誘起塑
性流動を示し、非晶質材料の固化成形、接合等に限ら
ず、応力センサー、温度センサー、防振防音材料。応力
感知自己硬化材料、温度感知自己硬化材料等に利用でき
る。
金マトリックス中に、自己制御によって形成された平均
粒径が２〜１００ｎｍの完全結晶の微細粒子が分散して
なる非晶質合金材料並びに非晶質材料を加熱することに
よって非晶質マトリックス中に、非晶質相の安定相ある
いは析出処理温度に見合った安定性によって、平均粒径
が２〜１００ｎｍの範囲に粒径を自己制御する方法であ
る。主元素はＡｌ、Ｍｇ、Ｎｉであり、添加元素は希土
類元素その他である。 【効果】 機械的強度および靭性にすぐれた合金材料を
得ることができる。そして、これらの材料は析出誘起塑
性流動を示し、非晶質材料の固化成形、接合等に限ら
ず、応力センサー、温度センサー、防振防音材料。応力
感知自己硬化材料、温度感知自己硬化材料等に利用でき
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は機械的強度、靭性に優れ
た非晶質合金材料及びその製造方法に関する。
た非晶質合金材料及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】本発明者等は強度、耐食性に優れるＡｌ
基非晶質合金、Ｍｇ基非晶質合金を発明し、それぞれ特
開昭６４−４７８３１、特開平３−１００４１等により
開示している。これらの公開公報に記載されている合金
は非晶質単相を狙ったものである。その後、非晶質中に
主元素からなる微細過飽和固溶体からなる結晶相を分散
させることによって強度及び靭性の改善ができることを
発明し、特願平２−５９１３９号（特開平３−２６００
３７号公報参照）として特許出願した。またＮｉ基非晶
質合金においても同様の発明がなされ、特願平３−２６
１２６３号として特許出願した。また、非晶質合金に熱
を加えて主元素からなる過飽和固溶体を析出させる時に
非晶質合金が大きな延性を示すことを見出し、その製造
方法を特願平３−２２７１８４として特許出願した。
基非晶質合金、Ｍｇ基非晶質合金を発明し、それぞれ特
開昭６４−４７８３１、特開平３−１００４１等により
開示している。これらの公開公報に記載されている合金
は非晶質単相を狙ったものである。その後、非晶質中に
主元素からなる微細過飽和固溶体からなる結晶相を分散
させることによって強度及び靭性の改善ができることを
発明し、特願平２−５９１３９号（特開平３−２６００
３７号公報参照）として特許出願した。またＮｉ基非晶
質合金においても同様の発明がなされ、特願平３−２６
１２６３号として特許出願した。また、非晶質合金に熱
を加えて主元素からなる過飽和固溶体を析出させる時に
非晶質合金が大きな延性を示すことを見出し、その製造
方法を特願平３−２２７１８４として特許出願した。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一般に非晶質合金は加
熱すると合金によって特定の温度（結晶化温度）で結晶
化し、脆化することが知られている。本発明者等は合金
組成を特定することによって合金を構成する主元素に添
加元素が過飽和に固溶した微細結晶質粒子を分散させて
強度、靭性を改善できることを見出した。本発明者等は
この結晶化過程をさらに検討した結果、このメカニズム
は非晶質マトリックス中に微細結晶粒子を安定して、効
率的に分散できる基本的手法であることを見出し、本発
明に至った。
熱すると合金によって特定の温度（結晶化温度）で結晶
化し、脆化することが知られている。本発明者等は合金
組成を特定することによって合金を構成する主元素に添
加元素が過飽和に固溶した微細結晶質粒子を分散させて
強度、靭性を改善できることを見出した。本発明者等は
この結晶化過程をさらに検討した結果、このメカニズム
は非晶質マトリックス中に微細結晶粒子を安定して、効
率的に分散できる基本的手法であることを見出し、本発
明に至った。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の第１は主元素と
他の添加元素で構成され、非晶質合金マトリックス中
に、自己制御によって形成された平均粒径が２〜１００
ｎｍの完全結晶の微細粒子が分散してなることを特徴と
する非晶質合金材料である。
他の添加元素で構成され、非晶質合金マトリックス中
に、自己制御によって形成された平均粒径が２〜１００
ｎｍの完全結晶の微細粒子が分散してなることを特徴と
する非晶質合金材料である。
【０００５】かかる本発明には基本的に下記の合金が該
当する。
当する。
【０００６】その１つは主元素であるＡｌを８５〜９
９．８ａｔ％、希土類元素はＹ並びにＭｍをも含み、こ
れから選ばれる少なくとも１種の元素を、０．５〜５ａ
ｔ％、その他の元素としてＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕから
選ばれる少なくとも１種の元素を１２ａｔ％以下含み、
かつ 希土類元素の濃度≦その他の添加元素の濃度 である高靭性、高強度を有する合金材料、および上記Ａ
ｌの一部をＴｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａから選ばれる少なくとも１種の元素によって０．２
〜３％の範囲まで置換されている材料である。
９．８ａｔ％、希土類元素はＹ並びにＭｍをも含み、こ
れから選ばれる少なくとも１種の元素を、０．５〜５ａ
ｔ％、その他の元素としてＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕから
選ばれる少なくとも１種の元素を１２ａｔ％以下含み、
かつ 希土類元素の濃度≦その他の添加元素の濃度 である高靭性、高強度を有する合金材料、および上記Ａ
ｌの一部をＴｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａから選ばれる少なくとも１種の元素によって０．２
〜３％の範囲まで置換されている材料である。
【０００７】他の１つは主元素であるＭｇを８０〜９０
ａｔ％、Ｙ並びにＭｍをも含む希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素を１〜５ａｔ％、その他の元素と
してＣｕ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる少なくとも１
種の元素を８〜１５ａｔ％含む高靭性、高強度を有する
合金材料、および上記Ｍｇの一部をＡｌ，Ｓｉ，Ｃａか
ら選ばれる少なくとも１種の元素によって１〜５ａｔ％
の範囲まで置換されている材料である。
ａｔ％、Ｙ並びにＭｍをも含む希土類元素から選ばれる
少なくとも１種の元素を１〜５ａｔ％、その他の元素と
してＣｕ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる少なくとも１
種の元素を８〜１５ａｔ％含む高靭性、高強度を有する
合金材料、および上記Ｍｇの一部をＡｌ，Ｓｉ，Ｃａか
ら選ばれる少なくとも１種の元素によって１〜５ａｔ％
の範囲まで置換されている材料である。
【０００８】残りの１つは主元素であるＮｉを７９〜８
９ａｔ％、Ｓｉを５〜１４ａｔ％、Ｂを６〜１５ａｔ％
含む非晶質合金材料あるいはさらに、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれる少なくと
も１種の元素を０．５〜５ａｔ％含む高靭性、高強度を
有する合金材料である。
９ａｔ％、Ｓｉを５〜１４ａｔ％、Ｂを６〜１５ａｔ％
含む非晶質合金材料あるいはさらに、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれる少なくと
も１種の元素を０．５〜５ａｔ％含む高靭性、高強度を
有する合金材料である。
【０００９】これらの合金はそれぞれ金属間化合物が析
出する温度より低温で過飽和固溶体の析出が生じる性質
を示すものである。その結晶化のメカニズムを詳細に考
察してみる。それぞれの合金に特有の結晶化温度で過飽
和固溶体が析出すると、非晶質相中に均一に固溶してい
た溶質（添加元素）はその温度における平衡濃度に達し
ようとして結晶粒外に排出される（しかし、実際には主
元素からなる結晶中の溶質の拡散係数に依存するために
真の平衡状態には達しない）。この溶質の排出にともな
い結晶粒子の格子定数は純粋な結晶粒子の値の方向へ変
化する傾向がみられる。一方では結晶粒子からの溶質の
排出はその周囲をとりまく非晶質相の溶質濃度を高め、
非晶質相の結晶化温度が上昇（非晶質相が熱的に安定
化）する。その結果、結晶質粒子の成長が抑制され、結
晶質粒子は粒径の揃ったほぼ球形の形状となり、その粒
径は合金、処理温度によって２〜１００ｎｍに制御され
る。かかる考察に基づく発明が本発明第２の製造方法の
発明である。
出する温度より低温で過飽和固溶体の析出が生じる性質
を示すものである。その結晶化のメカニズムを詳細に考
察してみる。それぞれの合金に特有の結晶化温度で過飽
和固溶体が析出すると、非晶質相中に均一に固溶してい
た溶質（添加元素）はその温度における平衡濃度に達し
ようとして結晶粒外に排出される（しかし、実際には主
元素からなる結晶中の溶質の拡散係数に依存するために
真の平衡状態には達しない）。この溶質の排出にともな
い結晶粒子の格子定数は純粋な結晶粒子の値の方向へ変
化する傾向がみられる。一方では結晶粒子からの溶質の
排出はその周囲をとりまく非晶質相の溶質濃度を高め、
非晶質相の結晶化温度が上昇（非晶質相が熱的に安定
化）する。その結果、結晶質粒子の成長が抑制され、結
晶質粒子は粒径の揃ったほぼ球形の形状となり、その粒
径は合金、処理温度によって２〜１００ｎｍに制御され
る。かかる考察に基づく発明が本発明第２の製造方法の
発明である。
【００１０】すなわち、主元素と他の添加元素で構成す
る非晶質相からなる合金を製造し、金属間化合物または
その他の化合物が生じない温度まで加熱することによっ
て、非晶質マトリックス中に主元素と添加元素で構成す
る過飽和固溶体からなる微細結晶粒子を析出、分散させ
る際に残存する非晶質相の安定性によって結晶粒子の成
長を抑制し、平均粒径が２〜１００ｎｍの範囲に粒径を
自己制御することを特徴とする非晶質合金材料の製造方
法、並びに主元素と他の添加元素で構成する非晶質相か
らなる合金を製造し、金属間化合物またはその他の化合
物を生じない温度まで加熱することによって、非晶質マ
トリックス中に主元素と添加元素で構成する過飽和固溶
体からなる微細結晶粒子を析出、分散させる際に、残存
する非晶質相の種々の析出処理温度に見合った安定性に
よって、結晶粒子の平均粒径が２〜１００ｎｍの範囲に
粒径を自己制御することを特徴とする非晶質合金材料の
製造方法である。
る非晶質相からなる合金を製造し、金属間化合物または
その他の化合物が生じない温度まで加熱することによっ
て、非晶質マトリックス中に主元素と添加元素で構成す
る過飽和固溶体からなる微細結晶粒子を析出、分散させ
る際に残存する非晶質相の安定性によって結晶粒子の成
長を抑制し、平均粒径が２〜１００ｎｍの範囲に粒径を
自己制御することを特徴とする非晶質合金材料の製造方
法、並びに主元素と他の添加元素で構成する非晶質相か
らなる合金を製造し、金属間化合物またはその他の化合
物を生じない温度まで加熱することによって、非晶質マ
トリックス中に主元素と添加元素で構成する過飽和固溶
体からなる微細結晶粒子を析出、分散させる際に、残存
する非晶質相の種々の析出処理温度に見合った安定性に
よって、結晶粒子の平均粒径が２〜１００ｎｍの範囲に
粒径を自己制御することを特徴とする非晶質合金材料の
製造方法である。
【００１１】非晶質合金を加熱すると合金によって異な
る特定の温度（結晶化温度）によって結晶に分解する。
あらゆる非晶質合金は必ず結晶化温度を持つが結晶化に
よって析出してくる相は、主元素からなる添加元素を過
飽和に固溶した結晶（過飽和固溶体）、合金を構成する
主元素と添加元素または／及び添加元素同士で構成され
る金属間化合物または／及びその他の化合物、あるいは
両方の相が同時に析出してくる場合がある。本発明に適
用できるのは連続的に昇温を行った場合に、より低温で
過飽和固溶体が析出し、続いて高温で金属間化合物また
はその他の化合物が析出（２段階結晶化）する場合に適
用される。Ａｌ基非晶質合金、Ｍｇ基非晶質合金、Ｎｉ
基非晶質合金は多くの合金系が知られているが、本発明
の合金は何れも金属間化合物またはその他の化合物が析
出する温度より低温で添加元素を過飽和に含んだ主元素
からなる過飽和固溶体が析出する。Ａｌ基非晶質合金に
おいてはＦＣＣ相（Ａｌ相）、Ｍｇ基非晶質合金ではＨ
ＣＰ相（Ｍｇ相）、Ｎｉ基非晶質合金ではＦＣＣ（Ｎｉ
相）が析出する。そのためには添加元素が比較的低濃度
に制限されなければならない。添加元素が高濃度になる
と金属間化合物またはその他の化合物が優先してまたは
同時に析出し、脆化が著しく、産業用部材として用途が
制限されるからである。
る特定の温度（結晶化温度）によって結晶に分解する。
あらゆる非晶質合金は必ず結晶化温度を持つが結晶化に
よって析出してくる相は、主元素からなる添加元素を過
飽和に固溶した結晶（過飽和固溶体）、合金を構成する
主元素と添加元素または／及び添加元素同士で構成され
る金属間化合物または／及びその他の化合物、あるいは
両方の相が同時に析出してくる場合がある。本発明に適
用できるのは連続的に昇温を行った場合に、より低温で
過飽和固溶体が析出し、続いて高温で金属間化合物また
はその他の化合物が析出（２段階結晶化）する場合に適
用される。Ａｌ基非晶質合金、Ｍｇ基非晶質合金、Ｎｉ
基非晶質合金は多くの合金系が知られているが、本発明
の合金は何れも金属間化合物またはその他の化合物が析
出する温度より低温で添加元素を過飽和に含んだ主元素
からなる過飽和固溶体が析出する。Ａｌ基非晶質合金に
おいてはＦＣＣ相（Ａｌ相）、Ｍｇ基非晶質合金ではＨ
ＣＰ相（Ｍｇ相）、Ｎｉ基非晶質合金ではＦＣＣ（Ｎｉ
相）が析出する。そのためには添加元素が比較的低濃度
に制限されなければならない。添加元素が高濃度になる
と金属間化合物またはその他の化合物が優先してまたは
同時に析出し、脆化が著しく、産業用部材として用途が
制限されるからである。
【００１２】このようにして製造された非晶質合金は非
晶質マトリックス中に独立した微細結晶粒子が均一に分
散した２相からなる理想的な複合組織を示すものであ
る。
晶質マトリックス中に独立した微細結晶粒子が均一に分
散した２相からなる理想的な複合組織を示すものであ
る。
【００１３】微細結晶粒子を非晶質合金中に分散する方
法は非晶質合金の製造段階においても合金溶湯からの冷
却速度を適切に制御することによって可能である。しか
しながら通常の非晶質合金の製造装置においては、その
冷却速度の制御は容易ではなく、本発明が効率的、安定
的な方法として優れている。
法は非晶質合金の製造段階においても合金溶湯からの冷
却速度を適切に制御することによって可能である。しか
しながら通常の非晶質合金の製造装置においては、その
冷却速度の制御は容易ではなく、本発明が効率的、安定
的な方法として優れている。
【００１４】本発明で製造される非晶質相中に分散され
る微細結晶質粒子は粒子内に転移を発生、増殖する最少
の粒子径（オロワンサイズ：約１μｍ）よりかなり小さ
く、完全結晶となっていることが推察される。このよう
な微細結晶粒は殆ど変形せず、しかもマトリックスとの
整合性高いことが予想される。即ち、複合材料として理
想的な構造を持つため大きな強化機構として作用する。
これが非晶質単相の材料に比較して非晶質と結晶質の複
合相の材料が強度の改善ができる要因である。本発明の
合金の結晶化過程は自己粒成長抑制効果の他に機能性材
料としての機能をいくつか発現する。
る微細結晶質粒子は粒子内に転移を発生、増殖する最少
の粒子径（オロワンサイズ：約１μｍ）よりかなり小さ
く、完全結晶となっていることが推察される。このよう
な微細結晶粒は殆ど変形せず、しかもマトリックスとの
整合性高いことが予想される。即ち、複合材料として理
想的な構造を持つため大きな強化機構として作用する。
これが非晶質単相の材料に比較して非晶質と結晶質の複
合相の材料が強度の改善ができる要因である。本発明の
合金の結晶化過程は自己粒成長抑制効果の他に機能性材
料としての機能をいくつか発現する。
【００１５】その１つは非晶質でありながら、高温領域
で大きな変形を示すことである。過飽和固溶体の析出温
度領域で何れの合金も引張応力下で２０％程度（高い場
合は３０％以上）の伸びを示す（この現象を利用して非
晶質薄帯、非晶質粉末等に加工を加えることによって固
化成形、接合、その他の塑性加工ができる）。本発明者
等はその現象が単に非晶質相の粘性流動によるものでは
なく、主元素からなる過飽和固溶体の析出が何らかの形
で動的に作用していると考えている。一般に非晶質合金
は外部からの応力に対して最大応力面で剪断変形帯を生
じ、すべり面を持たないためある応力以上で一気に破壊
し、そのため非晶質合金は殆ど変形を示さず破断する。
ところが微細な結晶質相を析出する領域では大きな伸び
を示すことは、まだ定説ではないが以下のように説明で
きる。剪断変形帯の僅かな伝搬によって先端が変形熱に
よって温度が上昇し、その部分に過飽和固溶体の微細結
晶粒子が析出する。この析出粒子は完全結晶であるた
め、変形帯の伝搬ができずその変形帯は固定される。更
に外部応力が継続されると変形帯は新たに発生し僅かな
伝搬によって再び固定される。このように無数の変形帯
が発生し、僅かな変形の積算が大きな歪として現れた”
析出誘起塑性流動”である。これは粉末あるいは薄帯と
して製造される非晶質合金の固化成形方法として利用で
きる重要な現象である。
で大きな変形を示すことである。過飽和固溶体の析出温
度領域で何れの合金も引張応力下で２０％程度（高い場
合は３０％以上）の伸びを示す（この現象を利用して非
晶質薄帯、非晶質粉末等に加工を加えることによって固
化成形、接合、その他の塑性加工ができる）。本発明者
等はその現象が単に非晶質相の粘性流動によるものでは
なく、主元素からなる過飽和固溶体の析出が何らかの形
で動的に作用していると考えている。一般に非晶質合金
は外部からの応力に対して最大応力面で剪断変形帯を生
じ、すべり面を持たないためある応力以上で一気に破壊
し、そのため非晶質合金は殆ど変形を示さず破断する。
ところが微細な結晶質相を析出する領域では大きな伸び
を示すことは、まだ定説ではないが以下のように説明で
きる。剪断変形帯の僅かな伝搬によって先端が変形熱に
よって温度が上昇し、その部分に過飽和固溶体の微細結
晶粒子が析出する。この析出粒子は完全結晶であるた
め、変形帯の伝搬ができずその変形帯は固定される。更
に外部応力が継続されると変形帯は新たに発生し僅かな
伝搬によって再び固定される。このように無数の変形帯
が発生し、僅かな変形の積算が大きな歪として現れた”
析出誘起塑性流動”である。これは粉末あるいは薄帯と
して製造される非晶質合金の固化成形方法として利用で
きる重要な現象である。
【００１６】その２つ目は非晶質相から添加元素を過飽
和に含む主元素からなる過飽和固溶体の析出に際して外
部から受ける振動応力を吸収する性質を示す。非晶質合
金を室温から連続的に加熱をすると合金特有の温度（結
晶化温度）で主元素からなる過飽和固溶体を析出する。
この結晶化温度で原子は再配列を起こす程度の易動度を
持っている。この状態の時に材料の一方に外部から振動
などの交番応力が負荷されると、その振動は吸収されて
反対方向には伝達されない。即ち、振動減衰能を示す材
料と言え、防振、防音あるいは衝撃吸収材料に有効であ
る。
和に含む主元素からなる過飽和固溶体の析出に際して外
部から受ける振動応力を吸収する性質を示す。非晶質合
金を室温から連続的に加熱をすると合金特有の温度（結
晶化温度）で主元素からなる過飽和固溶体を析出する。
この結晶化温度で原子は再配列を起こす程度の易動度を
持っている。この状態の時に材料の一方に外部から振動
などの交番応力が負荷されると、その振動は吸収されて
反対方向には伝達されない。即ち、振動減衰能を示す材
料と言え、防振、防音あるいは衝撃吸収材料に有効であ
る。
【００１７】これらの機能は外部からの刺激に対して材
料自身が知的に反応するものであり、外部からの応力を
材料自身が感知して自己硬化する、温度を感知して自己
硬化するなどの知的材料としての利用を可能とするもの
である。
料自身が知的に反応するものであり、外部からの応力を
材料自身が感知して自己硬化する、温度を感知して自己
硬化するなどの知的材料としての利用を可能とするもの
である。
【００１８】これらの材料は析出誘起塑性流動を示し、
非晶質材料の固化成形、接合等に限らず応力センサー、
温度センサー、防振防音材料、応力感知自己硬化材料、
温度感知自己硬化材料等に利用できる。
非晶質材料の固化成形、接合等に限らず応力センサー、
温度センサー、防振防音材料、応力感知自己硬化材料、
温度感知自己硬化材料等に利用できる。
【００１９】
実施例１ Ａｌ88.5Ｎｉ8Ｍｍ3.5（添字は原子比）の組成からなる
母合金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単
ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によっ
て薄帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造し
た。その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は
４０００ｒｐｍ、雰囲気は１０-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒで
ある。
母合金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単
ロール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によっ
て薄帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造し
た。その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は
４０００ｒｐｍ、雰囲気は１０-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒで
ある。
【００２０】製造した薄帯を通常のＸ線回折法（ディフ
ラクトメーター）によって構造分析を、示差走査熱分析
装置によって急冷相の分解温度を測定した。薄帯のＸ線
回折の結果、回析パターンは非晶質相特有のブロードな
ハローのみを示し、薄帯は非晶質単相であった。この薄
帯を示差走査熱分析装置で毎分２０Ｋの昇温速度で分析
を行った。その結果を図１に示す。図に示すように４０
０Ｋで立ち上がる第１ピークと５７０Ｋで立ち上がる第
２ピークがある。第１ピークの終了時点の５００Ｋまで
昇温した薄帯は図２のＸ線回折の結果に示すようにＡｌ
（ＦＣＣ）の結晶相と非晶質相からなっていることが分
かる。しかもそのＦＣＣ相の回折ピークはかなりブロー
ドである。示差走査熱分析の第２ピークは金属間化合物
の析出を伴った結晶である。非晶質の薄帯を等温熱処理
をして、ＦＣＣ相の結晶粒度の変化を測定した結果を図
３に示す。結晶粒度の測定はＸ線回折の回折ピークの半
値幅から計算した。図に示すように５２３Ｋ以下の温度
では２０時間以上の保持を行っても結晶粒度は１０ｎｍ
以下に保たれている。しかし、５８０Ｋの温度ではＦＣ
Ｃ相は１４０ｎｍ程度まで成長している。ここではＦＣ
Ｃ相のまわりに存在する非晶質相中で金属間化合物が析
出し、非晶質相の溶質濃度が低下しＦＣＣ粒子が成長し
たものか、または２相間の界面エネルギーの総和が関連
していると考えられる。更に加熱によってＦＣＣ相の格
子定数の変化の様子を図４に示す。加熱とともにＦＣＣ
相の結晶格子定数が純Ａｌの格子定数に近づいて行くの
が分かる。これはＦＣＣ相から溶質が排出された結果と
考えられる。
ラクトメーター）によって構造分析を、示差走査熱分析
装置によって急冷相の分解温度を測定した。薄帯のＸ線
回折の結果、回析パターンは非晶質相特有のブロードな
ハローのみを示し、薄帯は非晶質単相であった。この薄
帯を示差走査熱分析装置で毎分２０Ｋの昇温速度で分析
を行った。その結果を図１に示す。図に示すように４０
０Ｋで立ち上がる第１ピークと５７０Ｋで立ち上がる第
２ピークがある。第１ピークの終了時点の５００Ｋまで
昇温した薄帯は図２のＸ線回折の結果に示すようにＡｌ
（ＦＣＣ）の結晶相と非晶質相からなっていることが分
かる。しかもそのＦＣＣ相の回折ピークはかなりブロー
ドである。示差走査熱分析の第２ピークは金属間化合物
の析出を伴った結晶である。非晶質の薄帯を等温熱処理
をして、ＦＣＣ相の結晶粒度の変化を測定した結果を図
３に示す。結晶粒度の測定はＸ線回折の回折ピークの半
値幅から計算した。図に示すように５２３Ｋ以下の温度
では２０時間以上の保持を行っても結晶粒度は１０ｎｍ
以下に保たれている。しかし、５８０Ｋの温度ではＦＣ
Ｃ相は１４０ｎｍ程度まで成長している。ここではＦＣ
Ｃ相のまわりに存在する非晶質相中で金属間化合物が析
出し、非晶質相の溶質濃度が低下しＦＣＣ粒子が成長し
たものか、または２相間の界面エネルギーの総和が関連
していると考えられる。更に加熱によってＦＣＣ相の格
子定数の変化の様子を図４に示す。加熱とともにＦＣＣ
相の結晶格子定数が純Ａｌの格子定数に近づいて行くの
が分かる。これはＦＣＣ相から溶質が排出された結果と
考えられる。
【００２１】以上の結果から分かるようにＦＣＣ相の結
晶粒度は非晶質相の安定性との関連で決められているこ
とが分かる。
晶粒度は非晶質相の安定性との関連で決められているこ
とが分かる。
【００２２】実施例２ Ａｌ88Ｙ2Ｎｉ10の合金を実施例１と同じ方法で非晶質
の薄帯を製造した。この非晶質合金は実施例１と同様に
ＦＣＣ相を析出し、その示差走査熱分析曲線のピークは
４００Ｋである。この非晶質薄帯を動的粘弾性自動測定
装置（ＤＭＴＡ：ダイナミック・メカニカル・サーマル
・アナライザー）によって内部摩擦ｔａｎδ＝Ｅ”／
Ｅ’（Ｅ’：貯蔵弾性率、Ｅ”：損失弾性率）を測定し
た結果を図５に示す。分析条件は昇温速度１０Ｋ／分、
周波数６０サイクル／分、負荷歪０．０３％である。図
に示すように内部摩擦ｔａｎδが３５０Ｋから急激に立
上り４００Ｋでピークを持つことが分かる。
の薄帯を製造した。この非晶質合金は実施例１と同様に
ＦＣＣ相を析出し、その示差走査熱分析曲線のピークは
４００Ｋである。この非晶質薄帯を動的粘弾性自動測定
装置（ＤＭＴＡ：ダイナミック・メカニカル・サーマル
・アナライザー）によって内部摩擦ｔａｎδ＝Ｅ”／
Ｅ’（Ｅ’：貯蔵弾性率、Ｅ”：損失弾性率）を測定し
た結果を図５に示す。分析条件は昇温速度１０Ｋ／分、
周波数６０サイクル／分、負荷歪０．０３％である。図
に示すように内部摩擦ｔａｎδが３５０Ｋから急激に立
上り４００Ｋでピークを持つことが分かる。
【００２３】以上の結果から分かるように本発明の合金
は外部から得られた振動、衝撃を吸収する効果を持って
いることが分かる。
は外部から得られた振動、衝撃を吸収する効果を持って
いることが分かる。
【００２４】実施例３ Ｎｉ78Ｓｉ10Ｂ12（添字は原子比）の組成からなる母合
金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロー
ル式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によって薄
帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造した。そ
の際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は４００
０ｒｐｍ、雰囲気は１０-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒである。
金をアーク溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロー
ル式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によって薄
帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造した。そ
の際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は４００
０ｒｐｍ、雰囲気は１０-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒである。
【００２５】製造した薄帯を通常のＸ線回折法（ディフ
ラクトメーター）によって構造分析を、示差走査熱分析
装置によって急冷相の分解温度を測定した。薄帯のＸ線
回折の結果、回析パターンは非晶質相特有のブロードな
ハローのみを示し、薄帯は非晶質単相であった。この薄
帯を示差走査熱分析装置で毎分２０Ｋの昇温速度で分析
を行った。その結果、７１０Ｋで立ち上がる第１ピーク
と７８０Ｋで立ち上がる第２ピークがあった。第１ピー
クの終了時点の７７０Ｋまで昇温した薄帯はＮｉ（ＦＣ
Ｃ）の結晶相と非晶質相からなっていることが分かっ
た。しかもそのＦＣＣ相の回折ピークはかなりブロード
であった。示差走査熱分析の第２ピークは金属間化合物
の析出を伴った結晶であった。非晶質の薄帯を等温熱処
理をして、ＦＣＣ相の結晶粒度の変化を測定した結果７
７０Ｋ以下の温度では２０時間以上の保持を行っても結
晶粒度は５０ｎｍ以下に保たれていた。しかし、７７０
Ｋの温度ではＦＣＣ相は１４０ｎｍ程度まで成長してい
た。ここではＦＣＣ相のまわりに存在する非晶質相中で
金属間化合物が析出し、非晶質相の溶質濃度が低下しＦ
ＣＣ粒子が成長したものか、または２相間の界面エネル
ギーの総和が関連していると考えられる。更に加熱によ
ってＦＣＣ相の格子定数の変化の様子を調べた結果、加
熱とともにＦＣＣ相の結晶格子定数が純Ｎｉの格子定数
に近づいて行くのが分かった。これはＦＣＣ相から溶質
が排出された結果と考えられる。
ラクトメーター）によって構造分析を、示差走査熱分析
装置によって急冷相の分解温度を測定した。薄帯のＸ線
回折の結果、回析パターンは非晶質相特有のブロードな
ハローのみを示し、薄帯は非晶質単相であった。この薄
帯を示差走査熱分析装置で毎分２０Ｋの昇温速度で分析
を行った。その結果、７１０Ｋで立ち上がる第１ピーク
と７８０Ｋで立ち上がる第２ピークがあった。第１ピー
クの終了時点の７７０Ｋまで昇温した薄帯はＮｉ（ＦＣ
Ｃ）の結晶相と非晶質相からなっていることが分かっ
た。しかもそのＦＣＣ相の回折ピークはかなりブロード
であった。示差走査熱分析の第２ピークは金属間化合物
の析出を伴った結晶であった。非晶質の薄帯を等温熱処
理をして、ＦＣＣ相の結晶粒度の変化を測定した結果７
７０Ｋ以下の温度では２０時間以上の保持を行っても結
晶粒度は５０ｎｍ以下に保たれていた。しかし、７７０
Ｋの温度ではＦＣＣ相は１４０ｎｍ程度まで成長してい
た。ここではＦＣＣ相のまわりに存在する非晶質相中で
金属間化合物が析出し、非晶質相の溶質濃度が低下しＦ
ＣＣ粒子が成長したものか、または２相間の界面エネル
ギーの総和が関連していると考えられる。更に加熱によ
ってＦＣＣ相の格子定数の変化の様子を調べた結果、加
熱とともにＦＣＣ相の結晶格子定数が純Ｎｉの格子定数
に近づいて行くのが分かった。これはＦＣＣ相から溶質
が排出された結果と考えられる。
【００２６】以上の結果から分かるように実施例１と同
様にＦＣＣ相の結晶粒度は非晶質相の安定性との関連で
決められていることが分かる。
様にＦＣＣ相の結晶粒度は非晶質相の安定性との関連で
決められていることが分かる。
【００２７】実施例４ Ｍｇ85Ｚｎ12Ｃｅ3（添字は原子比）の組成からなる母
合金を高周波溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロ
ール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によって
薄帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造した。
その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は４０
００ｒｐｍ、雰囲気は１０-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒであ
る。
合金を高周波溶解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロ
ール式液体急冷装置（メルトスピニング装置）によって
薄帯（厚さ：２０μｍ、幅：１．５ｍｍ）を製造した。
その際のロールは直径２００ｍｍの銅製、回転数は４０
００ｒｐｍ、雰囲気は１０-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒであ
る。
【００２８】製造した薄帯を通常のＸ線回折法（ディフ
ラクトメーター）によって構造分析を、示差走査熱分析
装置によって急冷相の分解温度を測定した。薄帯のＸ線
回折の結果、回析パターンは非晶質相特有のブロードな
ハローとｈｃｐ−Ｍｇのスポットとを示し、薄帯は非晶
質とＭｇとの混相であった。この薄帯を示差走査熱分析
装置で毎分２０Ｋの昇温速度で分析を行った。その結
果、３７３Ｋで立ち上がる第１ピークと４８３Ｋで立ち
上がる第２ピークとがあった。急冷時で第１ピークの温
度が低いため、室温において自己析出を起こすが、３８
３（Ｋ），２０（ｓｅｃ）の熱処理、水焼入れによっ
て、５０％のｈｃｐ−Ｍｇの体積率のまま保持され、自
己析出が抑制された。３７３Ｋ以下の温度では結晶粒度
は３ｎｍから２０ｎｍと変化するが、ｈｃｐの体積率は
１０％以下でほとんど変化しない。しかし、３８３Ｋの
温度ではｈｃｐ相は急激に成長していた。ｈｃｐの体積
率が５０％で最高強度を示し、一度熱処理を行ったもの
は、室温に放置してもその結晶粒度の成長は見られなか
った。つまり急冷時にはＭｇの析出が自己継続的に進行
するが、一度熱処理、水焼入れすることで、非晶質相の
安定化とともに連鎖的粒成長が抑止されるものと考えら
れる。
ラクトメーター）によって構造分析を、示差走査熱分析
装置によって急冷相の分解温度を測定した。薄帯のＸ線
回折の結果、回析パターンは非晶質相特有のブロードな
ハローとｈｃｐ−Ｍｇのスポットとを示し、薄帯は非晶
質とＭｇとの混相であった。この薄帯を示差走査熱分析
装置で毎分２０Ｋの昇温速度で分析を行った。その結
果、３７３Ｋで立ち上がる第１ピークと４８３Ｋで立ち
上がる第２ピークとがあった。急冷時で第１ピークの温
度が低いため、室温において自己析出を起こすが、３８
３（Ｋ），２０（ｓｅｃ）の熱処理、水焼入れによっ
て、５０％のｈｃｐ−Ｍｇの体積率のまま保持され、自
己析出が抑制された。３７３Ｋ以下の温度では結晶粒度
は３ｎｍから２０ｎｍと変化するが、ｈｃｐの体積率は
１０％以下でほとんど変化しない。しかし、３８３Ｋの
温度ではｈｃｐ相は急激に成長していた。ｈｃｐの体積
率が５０％で最高強度を示し、一度熱処理を行ったもの
は、室温に放置してもその結晶粒度の成長は見られなか
った。つまり急冷時にはＭｇの析出が自己継続的に進行
するが、一度熱処理、水焼入れすることで、非晶質相の
安定化とともに連鎖的粒成長が抑止されるものと考えら
れる。
【００２９】以上の結果から分かるようにｈｃｐ相の結
晶粒度は熱処理による非晶質相の安定性との関連で決め
られていることが分かる。
晶粒度は熱処理による非晶質相の安定性との関連で決め
られていることが分かる。
【００３０】また、上記実施例３，４の合金も実施例２
と同じ傾向を示した。
と同じ傾向を示した。
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、機械的強度および靭性
にすぐれた合金材料を得ることができる。そして、これ
らの材料は析出誘起塑性流動を示し、非晶質材料の固化
成形、接合等に限らず、応力センサー、温度センサー、
防振防音材料、応力感知自己硬化材料、温度感知自己硬
化材料等に利用できる。
にすぐれた合金材料を得ることができる。そして、これ
らの材料は析出誘起塑性流動を示し、非晶質材料の固化
成形、接合等に限らず、応力センサー、温度センサー、
防振防音材料、応力感知自己硬化材料、温度感知自己硬
化材料等に利用できる。
【図１】実施例１で得られた薄帯の示差走査熱分析結果
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】実施例１で得られた薄帯のＸ線回折結果を示す
グラフである。
グラフである。
【図３】実施例１で得られた薄帯を等温熱処理してＦＣ
Ｃ相の結晶粒度の変化を示すグラフである。
Ｃ相の結晶粒度の変化を示すグラフである。
【図４】実施例１で得られた薄帯の加熱によってＦＣＣ
相の格子定数の変化を示すグラフである。
相の格子定数の変化を示すグラフである。
【図５】実施例２で得られた薄帯内部摩擦の測定結果を
示すグラフである。
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅11 −806 (72)発明者 永洞 純一 神奈川県横浜市緑区すみよし台14−６ (72)発明者 柴田 利介 宮城県仙台市青葉区米ケ袋１丁目５番12号
Claims (10)
- 【請求項１】 主元素と他の添加元素で構成され、非晶
質合金マトリックス中に、自己制御によって形成された
平均粒径が２〜１００ｎｍの完全結晶の微細粒子が分散
してなることを特徴とする非晶質合金材料。 - 【請求項２】 主元素であるＡｌを原子パーセントで８
５〜９９．８％、希土類元素はＹ並びにミッシュメタル
（Ｍｍ）をも含み、これらから選ばれる少なくとも１種
の元素を原子パーセントで０．１〜５％、その他の元素
としてＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕから選ばれる少なくとも
１種の元素を原子パーセントで１２％以下含み、かつ 希土類元素の濃度≦その他の添加元素の濃度 である高靭性高強度を有する請求項１記載の非晶質合金
材料。 - 【請求項３】 主元素であるＡｌの一部をＴｉ、Ｍｎ、
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａから選ばれる少なく
とも１種の元素によって０．２〜３％の範囲まで置換さ
れてなる請求項２記載の非晶質合金材料。 - 【請求項４】 主元素であるＭｇを原子パーセントで８
０〜９０％、Ｙ並びにミッシュメタル（Ｍｍ）をも含む
希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素を原子パ
ーセントで０．１〜５％、その他の元素としてＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｓｎ，Ｚｎから選ばれる少なくとも１種の元素を原
子パーセントで８〜１５％含み高靭性、高強度である請
求項１記載の非晶質合金材料。 - 【請求項５】 主元素であるＭｇの一部をＡｌ，Ｓｉ，
Ｃａから選ばれる少なくとも１種の元素によって１〜５
％の範囲まで置換されてなる請求項１又は４記載の非晶
質合金材料。 - 【請求項６】 主元素であるＮｉを原子パーセントで７
９〜８９％、添加元素の第１のＳｉを５〜１４％、第２
のＢを６〜１５％含み、高靭性、高強度である請求項１
記載の非晶質合金材料。 - 【請求項７】 主元素であるＮｉを原子パーセントで７
４〜８７．５％、第１添加元素Ｓｉを５〜１４％、第２
添加元素のＢを６〜１５％、第３添加元素のＦｅ、Ｍ
ｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂから選ばれる少
なくとも１種の元素を０．５〜５％含む請求項１又は６
記載の非晶質合金材料。 - 【請求項８】 主元素と他の添加元素で構成する非晶質
相からなる合金を製造し、金属間化合物またはその他の
化合物が生じない温度まで加熱することによって、非晶
質マトリックス中に主元素と添加元素で構成する過飽和
固溶体からなる微細結晶粒子を析出、分散させる際に、
残存する非晶質相の安定性によって結晶粒子の成長を抑
制し、平均粒径が２〜１００ｎｍの範囲に粒径を自己制
御することを特徴とする非晶質合金材料の製造方法。 - 【請求項９】 主元素と他の添加元素で構成する非晶質
相からなる合金を製造し、金属間化合物またはその他の
化合物を生じない温度まで加熱することによって、非晶
質マトリックス中に主元素と添加元素で構成する過飽和
固溶体からなる微細結晶粒子を析出、分散させる際に、
残存する非晶質相の種々の析出処理温度に見合った安定
性によって、結晶粒子の平均粒径が２〜１００ｎｍの範
囲に粒径を自己制御することを特徴とする非晶質合金材
料の製造方法。 - 【請求項１０】 主元素が、Ａｌ、Ｍｇ、Ｎｉのいずれ
かであり、添加元素が希土類元素およびその他の元素で
ある請求項８又は９記載の非晶質合金材料の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4062558A JP2945205B2 (ja) | 1992-03-18 | 1992-03-18 | 非晶質合金材料とその製造方法 |
| DE1993606145 DE69306145T2 (de) | 1992-03-18 | 1993-03-10 | Amorpher Legierungswerkstoff und Verfahren zu seiner Herstellung |
| EP19930103890 EP0561269B1 (en) | 1992-03-18 | 1993-03-10 | Amorphous alloy material and process for production thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4062558A JP2945205B2 (ja) | 1992-03-18 | 1992-03-18 | 非晶質合金材料とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0641703A true JPH0641703A (ja) | 1994-02-15 |
| JP2945205B2 JP2945205B2 (ja) | 1999-09-06 |
Family
ID=13203728
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4062558A Expired - Lifetime JP2945205B2 (ja) | 1992-03-18 | 1992-03-18 | 非晶質合金材料とその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0561269B1 (ja) |
| JP (1) | JP2945205B2 (ja) |
| DE (1) | DE69306145T2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030087112A (ko) * | 2002-05-06 | 2003-11-13 | 현대자동차주식회사 | 알루미늄 나노입자분산형 비정질합금 및 그 제조방법 |
| JP6004129B1 (ja) * | 2016-01-07 | 2016-10-05 | 旭硝子株式会社 | 磁気記録媒体用ガラス基板、磁気記録媒体 |
| CN112442616A (zh) * | 2019-09-03 | 2021-03-05 | 天津大学 | 一种高硬度铝基纳米晶合金及其制备方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3852805B2 (ja) * | 1998-07-08 | 2006-12-06 | 独立行政法人科学技術振興機構 | 曲げ強度および衝撃強度に優れたＺｒ基非晶質合金とその製法 |
| CN106947923A (zh) * | 2016-09-26 | 2017-07-14 | 天津大学 | 一种可作为涂层材料的黄铜基非晶合金及其制备方法 |
| CN112553549B (zh) * | 2020-12-03 | 2021-09-24 | 广东领胜新材料科技有限公司 | 一种大直径易切削铝合金铸棒的均匀化处理方法 |
| CN115948706B (zh) * | 2023-03-13 | 2023-05-12 | 松诺盟科技有限公司 | 非晶合金高压共轨管锻造工艺、共轨管与高压共轨系统 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2529909B1 (fr) * | 1982-07-06 | 1986-12-12 | Centre Nat Rech Scient | Alliages amorphes ou microcristallins a base d'aluminium |
| US4743317A (en) * | 1983-10-03 | 1988-05-10 | Allied Corporation | Aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures |
| US5078806A (en) * | 1988-05-23 | 1992-01-07 | Allied-Signal, Inc. | Method for superplastic forming of rapidly solidified magnesium base metal alloys |
| JP2639455B2 (ja) * | 1990-03-09 | 1997-08-13 | 健 増本 | 高強度非晶質合金 |
| JP2619118B2 (ja) * | 1990-06-08 | 1997-06-11 | 健 増本 | 粒子分散型高強度非晶質アルミニウム合金 |
| US5071474A (en) * | 1990-06-15 | 1991-12-10 | Allied-Signal Inc. | Method for forging rapidly solidified magnesium base metal alloy billet |
| DE69115394T2 (de) * | 1990-08-14 | 1996-07-11 | Ykk Corp | Hochfeste Legierungen auf Aluminiumbasis |
| US5087304A (en) * | 1990-09-21 | 1992-02-11 | Allied-Signal Inc. | Hot rolled sheet of rapidly solidified magnesium base alloy |
| US5078807A (en) * | 1990-09-21 | 1992-01-07 | Allied-Signal, Inc. | Rapidly solidified magnesium base alloy sheet |
-
1992
- 1992-03-18 JP JP4062558A patent/JP2945205B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1993
- 1993-03-10 DE DE1993606145 patent/DE69306145T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1993-03-10 EP EP19930103890 patent/EP0561269B1/en not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030087112A (ko) * | 2002-05-06 | 2003-11-13 | 현대자동차주식회사 | 알루미늄 나노입자분산형 비정질합금 및 그 제조방법 |
| JP6004129B1 (ja) * | 2016-01-07 | 2016-10-05 | 旭硝子株式会社 | 磁気記録媒体用ガラス基板、磁気記録媒体 |
| WO2017119147A1 (ja) * | 2016-01-07 | 2017-07-13 | 旭硝子株式会社 | 磁気記録媒体用ガラス基板、磁気記録媒体 |
| CN112442616A (zh) * | 2019-09-03 | 2021-03-05 | 天津大学 | 一种高硬度铝基纳米晶合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2945205B2 (ja) | 1999-09-06 |
| EP0561269A2 (en) | 1993-09-22 |
| EP0561269B1 (en) | 1996-11-27 |
| DE69306145D1 (de) | 1997-01-09 |
| EP0561269A3 (ja) | 1994-04-06 |
| DE69306145T2 (de) | 1997-05-28 |
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