JPH1171661A - 高強度非晶質合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度非晶質合金およびその製造方法Info
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 硬度および強度が高く、延性に優れ、高
耐食性を有し、かつ加工性に優れた非晶質合金を提供す
る。 【解決手段】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又は２種の元素、
Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ｔ：前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくと
も１種以上と負の混合エンタルピーを有する元素、ａ、
ｂ、ｃ、ｄは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、５≦
ｂ≦７０、０＜ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示され、少
なくとも非晶質相を有する組織からなる高強度非晶質合
金である。Ｔ元素はＲｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ｇａ、Ｇ
ｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉから選ばれる少なくとも１
種の元素である。
耐食性を有し、かつ加工性に優れた非晶質合金を提供す
る。 【解決手段】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又は２種の元素、
Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ｔ：前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくと
も１種以上と負の混合エンタルピーを有する元素、ａ、
ｂ、ｃ、ｄは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、５≦
ｂ≦７０、０＜ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示され、少
なくとも非晶質相を有する組織からなる高強度非晶質合
金である。Ｔ元素はＲｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ｇａ、Ｇ
ｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉから選ばれる少なくとも１
種の元素である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、硬度及び強度が高
く、延性に優れ、高耐食性を有し、かつ加工性に優れた
非晶質合金およびその製造方法に関するものである。
く、延性に優れ、高耐食性を有し、かつ加工性に優れた
非晶質合金およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来のＺｒ基合金では、ある特定された
合金組成において結晶化の前でガラス遷移が見られ、広
い過冷却液体領域を有しており、大きいアモルファス形
成能を示す。これらの合金は、大きなアモルファス形成
能を有しているために、液体急冷法などのような大きな
冷却速度が得られる方法ではもちろんのこと、Ｃｕ鋳型
鋳造などのような冷却速度の遅い普通鋳造法によってで
もアモルファス化し、ねばいバルクアモルファスを作製
することができる。しかし、例えば液体急冷法によって
作製したねばい急冷薄帯を結晶化温度前後の温度で加熱
し、結晶を析出させた場合には、ねばさが劣化し、１８
０°密着曲げはできにくくなる。又、Ｃｕ鋳型鋳造法で
はある冷却速度以上で冷却した場合には、良好なアモル
ファスバルクが作製できるが、冷却速度を遅くして、結
晶を析出させた場合にはねばさが劣化する。
合金組成において結晶化の前でガラス遷移が見られ、広
い過冷却液体領域を有しており、大きいアモルファス形
成能を示す。これらの合金は、大きなアモルファス形成
能を有しているために、液体急冷法などのような大きな
冷却速度が得られる方法ではもちろんのこと、Ｃｕ鋳型
鋳造などのような冷却速度の遅い普通鋳造法によってで
もアモルファス化し、ねばいバルクアモルファスを作製
することができる。しかし、例えば液体急冷法によって
作製したねばい急冷薄帯を結晶化温度前後の温度で加熱
し、結晶を析出させた場合には、ねばさが劣化し、１８
０°密着曲げはできにくくなる。又、Ｃｕ鋳型鋳造法で
はある冷却速度以上で冷却した場合には、良好なアモル
ファスバルクが作製できるが、冷却速度を遅くして、結
晶を析出させた場合にはねばさが劣化する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は作製したねば
い急冷薄帯やバルク材を熱処理を施して結晶を析出させ
た場合、又、金型鋳造法で冷却速度を遅くして結晶を析
出させた場合には、いずれもねばさが劣化する問題点を
解決し、高強度な非晶質合金を得るものである。
い急冷薄帯やバルク材を熱処理を施して結晶を析出させ
た場合、又、金型鋳造法で冷却速度を遅くして結晶を析
出させた場合には、いずれもねばさが劣化する問題点を
解決し、高強度な非晶質合金を得るものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、一般式：Ｘａ
ＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ば
れる１種又は２種の元素、Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ
およびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｔ：前
記元素Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくとも１種以上と負の混合エ
ンタルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子パーセ
ントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３
５、０＜ｄ≦１５）で示され、少なくとも非晶質相を有
する組織からなる高強度非晶質合金である。
ＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ば
れる１種又は２種の元素、Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ
およびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｔ：前
記元素Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくとも１種以上と負の混合エ
ンタルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子パーセ
ントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３
５、０＜ｄ≦１５）で示され、少なくとも非晶質相を有
する組織からなる高強度非晶質合金である。
【０００５】上記Ｔ元素としては、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、
Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、
Ａｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉから選ばれ
る少なくとも１種の元素であるが、特に有効なものはＰ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕである。
Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、
Ａｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉから選ばれ
る少なくとも１種の元素であるが、特に有効なものはＰ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕである。
【０００６】このようなＴ元素を添加することにより、
作製されるアモルファス合金の構成元素の結合に変化を
生じさせ、ねばさの劣化がなく高強度にする。又、本発
明合金は組織が非晶質相と微細結晶質相との混相であ
る。組織を混相とすることにより、機械的強度や延性が
優れたものとなる。延性の点を特に考慮した場合、非晶
質相が少なくとも体積率で５０％以上であることが好ま
しい。
作製されるアモルファス合金の構成元素の結合に変化を
生じさせ、ねばさの劣化がなく高強度にする。又、本発
明合金は組織が非晶質相と微細結晶質相との混相であ
る。組織を混相とすることにより、機械的強度や延性が
優れたものとなる。延性の点を特に考慮した場合、非晶
質相が少なくとも体積率で５０％以上であることが好ま
しい。
【０００７】又、本発明は、上記一般式で示される組成
を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質合金を作製
し、これをこの合金のガラス遷移温度Ｔｇと第１発熱反
応の開始温度（Ｔｘ1：結晶化温度）までの温度領域で
加熱処理し、前記非晶質相を非晶質相と微細結晶質相と
からなる混相に分解した組織とすることを特徴とする高
強度非晶質合金の製造方法である。
を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質合金を作製
し、これをこの合金のガラス遷移温度Ｔｇと第１発熱反
応の開始温度（Ｔｘ1：結晶化温度）までの温度領域で
加熱処理し、前記非晶質相を非晶質相と微細結晶質相と
からなる混相に分解した組織とすることを特徴とする高
強度非晶質合金の製造方法である。
【０００８】上記非晶質合金の作製は、上記組成を有す
る合金の溶湯を液体急冷法、例えば単ロール法、双ロー
ル法、回転液中紡糸法、高圧ガス噴霧法、スプレー法に
よって急冷し、又はスパッタリングによる急冷あるいは
金型鋳造法により徐冷して得られる。
る合金の溶湯を液体急冷法、例えば単ロール法、双ロー
ル法、回転液中紡糸法、高圧ガス噴霧法、スプレー法に
よって急冷し、又はスパッタリングによる急冷あるいは
金型鋳造法により徐冷して得られる。
【０００９】こうして得られた非晶質合金を加熱処理す
るが、加熱処理がＴｇ未満の場合、微細な結晶質相への
分解が容易に行えない。又、加熱温度がＴｘ1を超える
と、分解された結晶質相の粗大化を抑制することができ
ない。したがって、加熱処理をＴｇとＴｘ1との範囲内
とすることにより組織構造の安定なものとすることがで
きる。
るが、加熱処理がＴｇ未満の場合、微細な結晶質相への
分解が容易に行えない。又、加熱温度がＴｘ1を超える
と、分解された結晶質相の粗大化を抑制することができ
ない。したがって、加熱処理をＴｇとＴｘ1との範囲内
とすることにより組織構造の安定なものとすることがで
きる。
【００１０】加熱時間は１〜１２０分間が良い。１分未
満の場合は加熱処理による効果が期待できない。１２０
分を超える場合は、結晶質相が粗大化され、Ｔｘ1近傍
の処理温度の場合、特に顕著に表れる。
満の場合は加熱処理による効果が期待できない。１２０
分を超える場合は、結晶質相が粗大化され、Ｔｘ1近傍
の処理温度の場合、特に顕著に表れる。
【００１１】
例１ Ｚｒ60Ｃｕ30-xＡｌ10Ｐｄx（ｘ＝０、５、１０）（添
字は原子％）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２０
０ｍｍの銅製、回転数は４０００ｒｐｍ、雰囲気は１０
-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒである。ｘ＝５、１０が本発明の
実施例、ｘ＝０が比較例である。
字は原子％）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２０
０ｍｍの銅製、回転数は４０００ｒｐｍ、雰囲気は１０
-3Ｔｏｒｒ以下のＡｒである。ｘ＝５、１０が本発明の
実施例、ｘ＝０が比較例である。
【００１２】得られた非晶質単相合金薄帯について示差
走査熱分析装置（ＤＳＣ）による測定を行った。図１に
おいて、Ｚｒ60Ｃｕ30Ａｌ10（比較例）の熱的特性は
（ａ）で示されるものであり、Ｚｒ60Ｃｕ20Ａｌ10Ｐｄ
10およびＺｒ60Ｃｕ15Ｆｅ5Ａｌ10Ｐｄ10（実施例）の
熱的特性は（ｂ）に示されるものであった。
走査熱分析装置（ＤＳＣ）による測定を行った。図１に
おいて、Ｚｒ60Ｃｕ30Ａｌ10（比較例）の熱的特性は
（ａ）で示されるものであり、Ｚｒ60Ｃｕ20Ａｌ10Ｐｄ
10およびＺｒ60Ｃｕ15Ｆｅ5Ａｌ10Ｐｄ10（実施例）の
熱的特性は（ｂ）に示されるものであった。
【００１３】（ａ）、（ｂ）のそれぞれの合金につい
て、ガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度（Ｔｘ、Ｔｘ
1、Ｔｘ2）は図示される通りである。なお、過冷却液体
領域（△Ｔ）は、ガラス遷移温度（Ｔｇ）と結晶化温度
（Ｔｘ、Ｔｘ1、Ｔｘ2）との間の領域であり、加工の際
の温度制御、加工時間の制御が比較的容易に行える領域
であり、加工が容易に行えるか否かの判断の一つとなる
領域である。加工性はこの領域の温度幅（△Ｔ＝Ｔｘ−
Ｔｇ）によって判断できる。すなわち、△Ｔが大きい
と、加工温度幅を広くとれ、また、加工時間も長くとれ
ることから比較的容易に加工が行える。
て、ガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度（Ｔｘ、Ｔｘ
1、Ｔｘ2）は図示される通りである。なお、過冷却液体
領域（△Ｔ）は、ガラス遷移温度（Ｔｇ）と結晶化温度
（Ｔｘ、Ｔｘ1、Ｔｘ2）との間の領域であり、加工の際
の温度制御、加工時間の制御が比較的容易に行える領域
であり、加工が容易に行えるか否かの判断の一つとなる
領域である。加工性はこの領域の温度幅（△Ｔ＝Ｔｘ−
Ｔｇ）によって判断できる。すなわち、△Ｔが大きい
と、加工温度幅を広くとれ、また、加工時間も長くとれ
ることから比較的容易に加工が行える。
【００１４】本発明におけるＴｇとＴｘとの取り方につ
いて説明すると、示差走査熱量分析曲線上で吸熱反応が
起こる部分で、その曲線の立ち上がり部と基線の外挿が
交わる点での温度をＴｇとし、逆に発熱反応が起こる部
分で、上記と同様にして得られた温度をＴｘとして設定
している。
いて説明すると、示差走査熱量分析曲線上で吸熱反応が
起こる部分で、その曲線の立ち上がり部と基線の外挿が
交わる点での温度をＴｇとし、逆に発熱反応が起こる部
分で、上記と同様にして得られた温度をＴｘとして設定
している。
【００１５】図１より、本発明の合金は比較例の合金に
比べて過冷却液体領域が広く、５０Ｋを超える合金であ
ることが分かる。又、本発明の合金は発熱ピークを２つ
持つ（Ｔｘ1、Ｔｘ2）合金であることが分かる。
比べて過冷却液体領域が広く、５０Ｋを超える合金であ
ることが分かる。又、本発明の合金は発熱ピークを２つ
持つ（Ｔｘ1、Ｔｘ2）合金であることが分かる。
【００１６】図２は、上記比較例（ａ）並びに実施例
（ｂ）合金について所定の温度時間にて加熱処理を行っ
たときのＸ線回折によるデータである。比較例の合金は
過冷却液体領域である７０５Ｋで２０分間加熱処理する
ことにより、かなりの結晶化が進んでいることが分か
る。これに対して、実施例の合金は過冷却液体領域であ
る７２６Ｋでは３０分、６０分とほとんど変わりなく、
非晶質相特有のブロードな回折パターンも確認すること
ができる。又、過冷却液体領域を超える８０８Ｋで１５
分間加熱処理を行った場合、かなり結晶化が進んでいる
ものの比較例に比べてブロードな回折パターンが確認で
きる。
（ｂ）合金について所定の温度時間にて加熱処理を行っ
たときのＸ線回折によるデータである。比較例の合金は
過冷却液体領域である７０５Ｋで２０分間加熱処理する
ことにより、かなりの結晶化が進んでいることが分か
る。これに対して、実施例の合金は過冷却液体領域であ
る７２６Ｋでは３０分、６０分とほとんど変わりなく、
非晶質相特有のブロードな回折パターンも確認すること
ができる。又、過冷却液体領域を超える８０８Ｋで１５
分間加熱処理を行った場合、かなり結晶化が進んでいる
ものの比較例に比べてブロードな回折パターンが確認で
きる。
【００１７】以上の結果からも本発明の合金は熱的安定
性に優れ、特に過冷却液体領域Ｔｇ〜Ｔｘ1において、
その特性に優れていることが分かる。
性に優れ、特に過冷却液体領域Ｔｇ〜Ｔｘ1において、
その特性に優れていることが分かる。
【００１８】図３（イ）は前記比較例合金を過冷却液体
領域にて４０分間の加熱処理を行ったときの組織写真
（ＴＥＭ、電子線回折）であり、後述する本発明例に比
べかなり結晶粒が粗大化していることが分かる。図２と
合わせて考えると、結晶相であるＺｒ2Ｃｕ、Ｚｒ2Ａｌ
が粗大化していると考えられる。
領域にて４０分間の加熱処理を行ったときの組織写真
（ＴＥＭ、電子線回折）であり、後述する本発明例に比
べかなり結晶粒が粗大化していることが分かる。図２と
合わせて考えると、結晶相であるＺｒ2Ｃｕ、Ｚｒ2Ａｌ
が粗大化していると考えられる。
【００１９】これに対して、本発明例（図３（ロ））
は、過冷却液体領域にて６０分間加熱処理を施したにも
かかわらず、微細な結晶相が分散して存在していること
が分かる。図２と合わせて考えると、非晶質相に微細な
結晶相であるＺｒ2Ｃｕが分散した組織であると考えら
れる。また、電子線回折写真から、非晶質合金特有のハ
ローパターンが確認できる。
は、過冷却液体領域にて６０分間加熱処理を施したにも
かかわらず、微細な結晶相が分散して存在していること
が分かる。図２と合わせて考えると、非晶質相に微細な
結晶相であるＺｒ2Ｃｕが分散した組織であると考えら
れる。また、電子線回折写真から、非晶質合金特有のハ
ローパターンが確認できる。
【００２０】上記実施例の合金について加熱処理時間を
変化させ、マトリックス中に存在する結晶相の体積率に
対する機械的特性を調べた。加熱温度は過冷却液体領域
内の温度である。図４に示すように、非晶質相に分散す
る微細な結晶質相の体積が増加するにしたがい、引張強
度、硬度、ヤング率の機械的特性が向上していることが
分かる。なお、体積率で０は加熱処理を施さなかった合
金のデータである。又、図４のすべての試料について１
８０°密着曲げ試験を行った結果、全ての材料について
密着曲げが行え、優れた延性を備えていることが分かっ
た。
変化させ、マトリックス中に存在する結晶相の体積率に
対する機械的特性を調べた。加熱温度は過冷却液体領域
内の温度である。図４に示すように、非晶質相に分散す
る微細な結晶質相の体積が増加するにしたがい、引張強
度、硬度、ヤング率の機械的特性が向上していることが
分かる。なお、体積率で０は加熱処理を施さなかった合
金のデータである。又、図４のすべての試料について１
８０°密着曲げ試験を行った結果、全ての材料について
密着曲げが行え、優れた延性を備えていることが分かっ
た。
【００２１】
【発明の効果】本発明の合金は熱的安定性に優れ、機械
的特性に優れていると共に、優れた延性を備えた材料で
ある。又、本発明の方法により組織的に安定な上述の特
性を備えた材料を適正に制御して製造することができ
る。
的特性に優れていると共に、優れた延性を備えた材料で
ある。又、本発明の方法により組織的に安定な上述の特
性を備えた材料を適正に制御して製造することができ
る。
【図１】本発明合金並びに比較例合金の示差走査熱分析
結果を示すグラフである。
結果を示すグラフである。
【図２】本発明合金と比較例合金について所定の加熱処
理を行ったときのＸ線回折データを示すグラフである。
理を行ったときのＸ線回折データを示すグラフである。
【図３】（イ）は比較例合金のＴＥＭ及び電子線回折写
真、（ロ）は本発明合金のＴＥＭ及び電子線回折写真で
ある。
真、（ロ）は本発明合金のＴＥＭ及び電子線回折写真で
ある。
【図４】実施例の合金の機械的特性を示すグラフであ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８１ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ｚ (72)発明者 長浜 秀信 宮城県仙台市泉区泉中央三丁目38−５
Claims (6)
- 【請求項１】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又は２種の元素、
Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ｔ：前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくと
も１種以上と負の混合エンタルピーを有する元素、ａ、
ｂ、ｃ、ｄは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、５≦
ｂ≦７０、０＜ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示され、少
なくとも非晶質相を有する組織からなる高強度非晶質合
金。 - 【請求項２】 Ｔ元素がＲｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｕ、Ｇ
ａ、Ｇｅ、Ｒｅ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｔｉから選ばれる少なく
とも１種の元素である請求項１記載の高強度非晶質合
金。 - 【請求項３】 組織が非晶質相と微細結晶質相との混相
である請求項１又は請求項２記載の高強度非晶質合金。 - 【請求項４】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又は２種の元素、
Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ｔ：前記Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくと
も１種以上と負の混合エンタルピーを有する元素、ａ、
ｂ、ｃ、ｄは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、５≦
ｂ≦７０、０＜ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示される組
成を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質合金を作製
し、これをこの合金のガラス遷移温度Ｔｇと第１発熱反
応の開始温度（Ｔｘ1：結晶化温度）までの温度領域で
加熱処理し、前記非晶質相を非晶質相と微細結晶質相と
からなる混相に分解した組織とすることを特徴とする高
強度非晶質合金の製造方法。 - 【請求項５】 加熱処理を前記温度領域で１〜１２０分
間施す請求項４記載の高強度非晶質合金の製造方法。 - 【請求項６】 少なくとも非晶質を含む合金が非晶質単
相からなる合金である請求項４記載の高強度非晶質合金
の製造方法。
Priority Applications (2)
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|---|---|---|---|
| JP9247523A JPH1171661A (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
| EP98111771A EP0905268A1 (en) | 1997-08-29 | 1998-06-25 | High-strength amorphous alloy and process for preparing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9247523A JPH1171661A (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1171661A true JPH1171661A (ja) | 1999-03-16 |
Family
ID=17164767
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9247523A Pending JPH1171661A (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | 高強度非晶質合金およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0905268A1 (ja) |
| JP (1) | JPH1171661A (ja) |
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-
1997
- 1997-08-29 JP JP9247523A patent/JPH1171661A/ja active Pending
-
1998
- 1998-06-25 EP EP98111771A patent/EP0905268A1/en not_active Withdrawn
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