JPS61210148A - 主にＮｉ及び／又はＦｅ及びＳｉを含有するＡｌベースモルフアス合金及びその製造方法 - Google Patents
主にＮｉ及び／又はＦｅ及びＳｉを含有するＡｌベースモルフアス合金及びその製造方法Info
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- JPS61210148A JPS61210148A JP61038958A JP3895886A JPS61210148A JP S61210148 A JPS61210148 A JP S61210148A JP 61038958 A JP61038958 A JP 61038958A JP 3895886 A JP3895886 A JP 3895886A JP S61210148 A JPS61210148 A JP S61210148A
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- amorphous alloy
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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
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
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- Laminated Bodies (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
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- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
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- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Silicon Compounds (AREA)
- Carbon And Carbon Compounds (AREA)
- Catalysts (AREA)
- Secondary Cells (AREA)
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、比較的迅速な凝固により本質的にアモルファ
ス状態で製造され、主合金成分として主にＮｉ及び／又
はＦｅ及びＳｉを主に含有するＡｌ！ベース合金に係る
。尚、本質的にアモルファスという語は結晶部分が２５
容量％以下の合金を指す。
ス状態で製造され、主合金成分として主にＮｉ及び／又
はＦｅ及びＳｉを主に含有するＡｌ！ベース合金に係る
。尚、本質的にアモルファスという語は結晶部分が２５
容量％以下の合金を指す。
Ａｌペースアモルファス合金は既に一般に知られている
（仏国特許第２５２９９０９号参照）が、本質的にアモ
ルファスな構造を形成するためには非常に厳密な製造パ
ラメータを満足しなければならないので、実用的及び工
業的レベルで前記合金を製造することは非常に困難であ
る。
（仏国特許第２５２９９０９号参照）が、本質的にアモ
ルファスな構造を形成するためには非常に厳密な製造パ
ラメータを満足しなければならないので、実用的及び工
業的レベルで前記合金を製造することは非常に困難であ
る。
このようなパラメータとして、第一に液体状態からの「
急冷」温度範囲及び最小凝固速度が挙げられる。
急冷」温度範囲及び最小凝固速度が挙げられる。
従って、このような合金の工業的開発は、十分広い急冷
範囲（液体合金の温度と該合金の液相線との差が約１０
０℃）と速過ぎない凝固速度（１０４に／ｓｅｃのオー
ダ）とを有する合金の選択により左右される。
範囲（液体合金の温度と該合金の液相線との差が約１０
０℃）と速過ぎない凝固速度（１０４に／ｓｅｃのオー
ダ）とを有する合金の選択により左右される。
これらの目的を満足するのは、本発明の少数の合金に限
られる。このような合金は、５から３０原子％のＳｉと
、１１から２２原子％のＮｉ（但しＦｅ＋Ｎ ｉ ＋３
ｉ≦４２原子％であり、Ｎｉの一部はＦｅ（１Ｇ原子
％まで）又は■もしくは８（５原子％まで）により置換
され得、又はＮｉの全部はＭｎ（２２原子％まで）によ
り置換され得、残余はＡｌ及び通常製造不純物により形
成される）とを含有している。
られる。このような合金は、５から３０原子％のＳｉと
、１１から２２原子％のＮｉ（但しＦｅ＋Ｎ ｉ ＋３
ｉ≦４２原子％であり、Ｎｉの一部はＦｅ（１Ｇ原子
％まで）又は■もしくは８（５原子％まで）により置換
され得、又はＮｉの全部はＭｎ（２２原子％まで）によ
り置換され得、残余はＡｌ及び通常製造不純物により形
成される）とを含有している。
該合金は好ましくは、９から２５原子％のＳｉと、１１
から１９原子％のＮｉ（但し２１≦Ｆｅ＋Ｎ ｉ ＋Ｓ
ｔ≦３８原子％であり、マンガンは５原子％に限定され
る）とを含有している。
から１９原子％のＮｉ（但し２１≦Ｆｅ＋Ｎ ｉ ＋Ｓ
ｔ≦３８原子％であり、マンガンは５原子％に限定され
る）とを含有している。
上記条件下で、工業用アモルファス合金を再現可能に製
造することが可能である。
造することが可能である。
これらの合金は、アモルファス又は本質的にアモルファ
ス状態、及びアモルファス又は本質的にアモルファス状
態の焼鈍により得られる微結晶状態で顕著な諸費性を有
する。これらの特性は、偏析即ち１０７Ｊより大きい寸
法の脆弱な金属開祖の形成に関して有害な影響なしに実
質的量の合金成分を導入することにより得られる。こう
して得られる組成及び構造の固有の組合せにより、高レ
ベルの硬度、長時間焼鈍処理に対するすぐれた熱安定性
及び顕著な摩擦特性を有する上記合金が形成される。
ス状態、及びアモルファス又は本質的にアモルファス状
態の焼鈍により得られる微結晶状態で顕著な諸費性を有
する。これらの特性は、偏析即ち１０７Ｊより大きい寸
法の脆弱な金属開祖の形成に関して有害な影響なしに実
質的量の合金成分を導入することにより得られる。こう
して得られる組成及び構造の固有の組合せにより、高レ
ベルの硬度、長時間焼鈍処理に対するすぐれた熱安定性
及び顕著な摩擦特性を有する上記合金が形成される。
１０４に／Ｓｅｃのオーダの凝固速度で本質的にアモル
ファスな構造を製造できれば、各種の方法を使用してこ
のような合金を製造することが可能になる。即ち、ホイ
ール式迅速りエンチング法又は気体噴霧法政外に、金属
基板（又はグラフフィトのような熱導体）上に予め合金
化された粉末をプラズマ堆積するか、又は好ましくは１
０から２５％の８１を含有するＡｌ合金ＣＡＳ型）の化
学的もしくは電気化学的表面ニッケルめっき後、レーザ
、プラズマトーチ、高周波加熱、ＴＩＧトーチ等のよう
な集中局部熱源によりニッケル堆積物及び基板の一部を
融解させる方法を使用することができる。
ファスな構造を製造できれば、各種の方法を使用してこ
のような合金を製造することが可能になる。即ち、ホイ
ール式迅速りエンチング法又は気体噴霧法政外に、金属
基板（又はグラフフィトのような熱導体）上に予め合金
化された粉末をプラズマ堆積するか、又は好ましくは１
０から２５％の８１を含有するＡｌ合金ＣＡＳ型）の化
学的もしくは電気化学的表面ニッケルめっき後、レーザ
、プラズマトーチ、高周波加熱、ＴＩＧトーチ等のよう
な集中局部熱源によりニッケル堆積物及び基板の一部を
融解させる方法を使用することができる。
成る固化（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）方法は、ホイ
ールへの流し込みにより製造されたストリップを粉砕し
、１００７４１未満に篩分し、３５０から４００℃で熱
圧縮し、約４００から４５０℃で熱押出することから成
る。こうして固体製品を製造することができる。
ールへの流し込みにより製造されたストリップを粉砕し
、１００７４１未満に篩分し、３５０から４００℃で熱
圧縮し、約４００から４５０℃で熱押出することから成
る。こうして固体製品を製造することができる。
本発明は以下に記載の実施例及び添付図面から更によく
理解されよう。
理解されよう。
文ＪＬＬ−ユ
第１表は、本発明の範囲内で決定され、ストリップの突
出Ｌ／ （ｅｊｅｃｔｉｏｎ）直線速度ヲ６０ｍ５−’
トＬ／ テＣｕホイール上で急冷することにより厚さ
２０ＪＩ１１のストリップ状に製造されたアモルファス
合金の組成例を示している。エンタルピー微分解析、Ｘ
線、透過型電子顕微鏡及び微小硬度値の測定によりこれ
らの合金の結晶化を検討した。第１表は各組成の第１の
結晶ピークの温度を示している。即ち合３元合金（Ａｌ
Ｎｉ、Ａｉ）の前記温度は、ａ）Ａｌ含有量が一定の場
合、Ｎ１の配合率の増加、 ｂ） 合金成分（Ｎ ｉ ＋Ｓ ｉ ）の配合率の増加
、に伴つて増加する。
出Ｌ／ （ｅｊｅｃｔｉｏｎ）直線速度ヲ６０ｍ５−’
トＬ／ テＣｕホイール上で急冷することにより厚さ
２０ＪＩ１１のストリップ状に製造されたアモルファス
合金の組成例を示している。エンタルピー微分解析、Ｘ
線、透過型電子顕微鏡及び微小硬度値の測定によりこれ
らの合金の結晶化を検討した。第１表は各組成の第１の
結晶ピークの温度を示している。即ち合３元合金（Ａｌ
Ｎｉ、Ａｉ）の前記温度は、ａ）Ａｌ含有量が一定の場
合、Ｎ１の配合率の増加、 ｂ） 合金成分（Ｎ ｉ ＋Ｓ ｉ ）の配合率の増加
、に伴つて増加する。
第５図は、異なる温度で１時間等温度焼鈍処理後、２０
℃で測定した１０ｇの荷重下のストリップのピッカー微
小硬度の変化を示している。一般に、結晶化は硬度の実
質的な増加を伴う。高レベルの微小硬度（３００ＨＶか
ら５６０ＨＶ）に達することが認められよう。２００℃
で１時間焼鈍後、合金Ａｌ７ＯＮ ’ １３８ ’ １
□はｌ’の結晶化の開始と共に、六方晶構造（ａ −０
，６６４ｎｍ及びｃ −０，３７７ｎｍ）の新しい準安
定金属開祖の多量な結晶化を示した。３００℃で１時間
後、合金はＡｌ及びＳｉの微粒子と斜方方晶系平衡相Ａ
ｌ３Ｎｉとから構成されていた。
℃で測定した１０ｇの荷重下のストリップのピッカー微
小硬度の変化を示している。一般に、結晶化は硬度の実
質的な増加を伴う。高レベルの微小硬度（３００ＨＶか
ら５６０ＨＶ）に達することが認められよう。２００℃
で１時間焼鈍後、合金Ａｌ７ＯＮ ’ １３８ ’ １
□はｌ’の結晶化の開始と共に、六方晶構造（ａ −０
，６６４ｎｍ及びｃ −０，３７７ｎｍ）の新しい準安
定金属開祖の多量な結晶化を示した。３００℃で１時間
後、合金はＡｌ及びＳｉの微粒子と斜方方晶系平衡相Ａ
ｌ３Ｎｉとから構成されていた。
透過型光学及び電子顕微鏡で調べた処、４００℃に１時
間維持された後の合金の平均粒径はＯ，Ｏ５，ｃｓ＋か
ら０．５ＩＩＲの範囲であった。この非常に微細な微結
晶構造は、アモルファス合金を焼鈍した場合に限って該
当合金で得られ、合金の機械的強度及び延性を向上させ
る。
間維持された後の合金の平均粒径はＯ，Ｏ５，ｃｓ＋か
ら０．５ＩＩＲの範囲であった。この非常に微細な微結
晶構造は、アモルファス合金を焼鈍した場合に限って該
当合金で得られ、合金の機械的強度及び延性を向上させ
る。
第２表は、合金Ａ１７ｏＳｉ１５Ｎｉ１５の初期アモル
ファス標本（ａ ＝ ０．６６１１ｎ−及びｃ −０，
３７８０ｎｓ＋）を約２００℃に急冷後に得られる六方
晶相の格子間距離及びＸ線回折角度θ（ＣＵのにα輻射
）を示している。
ファス標本（ａ ＝ ０．６６１１ｎ−及びｃ −０，
３７８０ｎｓ＋）を約２００℃に急冷後に得られる六方
晶相の格子間距離及びＸ線回折角度θ（ＣＵのにα輻射
）を示している。
友１」Ｌ−２
ホイール上で急冷することによりＡ１７ＯＮ ’ １５
Ｓｆ１５のストリップを２０ＫＷ製造した。ストリップ
を微細に粉砕し、得られた粉末を熱圧縮した。熱圧縮ビ
レットを４５０”Ｃで１６＝１の押出比で押出した。
Ｓｆ１５のストリップを２０ＫＷ製造した。ストリップ
を微細に粉砕し、得られた粉末を熱圧縮した。熱圧縮ビ
レットを４５０”Ｃで１６＝１の押出比で押出した。
押出されたバーの２０℃、３５０℃、４５０℃及ヒ５０
０℃における引張特性を測定した。熱引張試験は全て、
合金を３５０℃に１０１１ｉｆｌｌ持した後に実施した
。
０℃における引張特性を測定した。熱引張試験は全て、
合金を３５０℃に１０１１ｉｆｌｌ持した後に実施した
。
第３表はその結果を示している。３５０℃までは材料は
著しく脆弱であり、構造欠陥に早期の破壊が観察された
。一方、３５０℃の破壊応力レベルは非常に高い。４５
０℃及び５００℃では材料の品質（ｂａｈａｖｉｏｒ）
は完全に変化し、延び率が高く、延性品質が高いことを
示している。
著しく脆弱であり、構造欠陥に早期の破壊が観察された
。一方、３５０℃の破壊応力レベルは非常に高い。４５
０℃及び５００℃では材料の品質（ｂａｈａｖｉｏｒ）
は完全に変化し、延び率が高く、延性品質が高いことを
示している。
実施例 ３
ホイール上で急冷することにより合金Ａ１１７゜Ｎ Ｉ
１５８ ｉ １ｓを製造し、粉砕した。得られた粉末
をＡ−３５ｔｌＳ合金基板上に大気プラズマを噴射し、
凝固速度を１０４ Ｋ／ｓｅｃ付近とした。形成された
堆積物は、半定量的Ｘ線試験によると７５％アモルファ
スであった（第６図）。堆積物の微小硬度は５０Ｇピツ
カーであった。前記堆積物の摩耗時の品質をＴＡＢＥＲ
アブレジメータ（ａｂｒａｓｉ＊ｅｔｅｒ）で測定し、
摩耗抵抗性を有するとして知られている被覆なしのＡ−
８１７０４Ｇ合金と比較検討した。尚、研削トイシはＣ
５１７型を使用し、荷重は１２５０ｇとし、３０Ｇ、ｓ
ｏｏ 、 １０００１２００Ｇ及び４０００回転後に重
量損失を測定した。
１５８ ｉ １ｓを製造し、粉砕した。得られた粉末
をＡ−３５ｔｌＳ合金基板上に大気プラズマを噴射し、
凝固速度を１０４ Ｋ／ｓｅｃ付近とした。形成された
堆積物は、半定量的Ｘ線試験によると７５％アモルファ
スであった（第６図）。堆積物の微小硬度は５０Ｇピツ
カーであった。前記堆積物の摩耗時の品質をＴＡＢＥＲ
アブレジメータ（ａｂｒａｓｉ＊ｅｔｅｒ）で測定し、
摩耗抵抗性を有するとして知られている被覆なしのＡ−
８１７０４Ｇ合金と比較検討した。尚、研削トイシはＣ
５１７型を使用し、荷重は１２５０ｇとし、３０Ｇ、ｓ
ｏｏ 、 １０００１２００Ｇ及び４０００回転後に重
量損失を測定した。
得られた結果を第４表及び第７図のグラフに示す。
この結果、本発明の本質的にアモルファスの合金は、摩
擦及び摩耗に関して非常に好レベルの品質を有している
ことが認められた。
擦及び摩耗に関して非常に好レベルの品質を有している
ことが認められた。
第１の結晶化
３元合金 結晶率（駕）ピーク温度（”Ｃ）
”７５”１２．５”１２．５ ０ １５９
Ａｔ７５Ｎｉ１５Ｓｔ１ｏ０ １９９Ａ１７５８
＋１７Ｓｉ８０ ２１９Ａｌ７０旧１３Ｓｉ１Ｔ
Ｏ１５７ ＾１．、Ｘ１１５Ｓｉ１５ Ｇ
１９Ｇ＾’７０旧ｕｓｊｔ３０ ２２６Ａｔ６５
Ｎｉ１５Ｓｉ、、ｏＯ２１７ Ａ１６５旧１７．５”１７．５ ０ ２６
０ＡｌｙｏＨｎｔ３Ｓｉｕ ＜２５４元合金 Ａｌ７０旧１ｏＦｅ３Ｓｉ１７０ １５９Ａｔ７
ｏＮｉ３Ｆｅ１ｏＳｉ１． ０ ２４８＾ｌ、
ｏＸｉ１５Ｓｉ１２Ｈｎ３０ ２９５Ａ１７０旧１
５Ｓｉ１２Ｂ３０ ２１６Ａｌ、ｏＸｉ１５Ｓｉ
１２Ｆｅ３ ＜２５＾’７Ｇ旧１５”１２
Ｖ３〈２５ ＡｌＮｉ Ｓｉ Ｖ ＜２５８０ ８．５
８．５ ３ Ａｔ８ｏＮｉ８．５ Ｓｉ、５ Ｆｅ３ ＜２５
第 ２ 表 第 ３ 表 ４５０℃で押出した＾１７０”１５”’１５合金引張試
験（長手方向） 試験温度 Ｒｐ Ｏ，２Ｒｍ Ａ（’Ｃ）
（ＨＰａ） （ＨＰａ） （Ｘ）２０
２２７ 〜０３２０ 〜０ ２４０ 〜０ ３５０” ２８６ 〜０２４６
〜０ １試験標本は３５０℃で１０時間焼鈍後、約１時間の間
に試験温度に導いた。
Ａｔ７５Ｎｉ１５Ｓｔ１ｏ０ １９９Ａ１７５８
＋１７Ｓｉ８０ ２１９Ａｌ７０旧１３Ｓｉ１Ｔ
Ｏ１５７ ＾１．、Ｘ１１５Ｓｉ１５ Ｇ
１９Ｇ＾’７０旧ｕｓｊｔ３０ ２２６Ａｔ６５
Ｎｉ１５Ｓｉ、、ｏＯ２１７ Ａ１６５旧１７．５”１７．５ ０ ２６
０ＡｌｙｏＨｎｔ３Ｓｉｕ ＜２５４元合金 Ａｌ７０旧１ｏＦｅ３Ｓｉ１７０ １５９Ａｔ７
ｏＮｉ３Ｆｅ１ｏＳｉ１． ０ ２４８＾ｌ、
ｏＸｉ１５Ｓｉ１２Ｈｎ３０ ２９５Ａ１７０旧１
５Ｓｉ１２Ｂ３０ ２１６Ａｌ、ｏＸｉ１５Ｓｉ
１２Ｆｅ３ ＜２５＾’７Ｇ旧１５”１２
Ｖ３〈２５ ＡｌＮｉ Ｓｉ Ｖ ＜２５８０ ８．５
８．５ ３ Ａｔ８ｏＮｉ８．５ Ｓｉ、５ Ｆｅ３ ＜２５
第 ２ 表 第 ３ 表 ４５０℃で押出した＾１７０”１５”’１５合金引張試
験（長手方向） 試験温度 Ｒｐ Ｏ，２Ｒｍ Ａ（’Ｃ）
（ＨＰａ） （ＨＰａ） （Ｘ）２０
２２７ 〜０３２０ 〜０ ２４０ 〜０ ３５０” ２８６ 〜０２４６
〜０ １試験標本は３５０℃で１０時間焼鈍後、約１時間の間
に試験温度に導いた。
第 ４ 表
合 金 回転数（Ｎ） 重量損失（Ａ Ｐ）（
ｇ） （本発明） ５００ ８．７・１０−３
１０００ １．３ ・１０−２ ２０００ １ 、９ ・１０−２４０００
３、９ ・１０−２ 被覆なし ３００ ７．４ ・１Ｏ−３
Ａ−３１７Ｕ４Ｇ ５００ ９．７−１
０４１０００ １．１ ・１Ｏ−２ （対 照） ２０００ １．５・１０−２４
０００ ２ ・１０−２
ｇ） （本発明） ５００ ８．７・１０−３
１０００ １．３ ・１０−２ ２０００ １ 、９ ・１０−２４０００
３、９ ・１０−２ 被覆なし ３００ ７．４ ・１Ｏ−３
Ａ−３１７Ｕ４Ｇ ５００ ９．７−１
０４１０００ １．１ ・１Ｏ−２ （対 照） ２０００ １．５・１０−２４
０００ ２ ・１０−２
第１図から第３図は、アモルファス合金、本質的にアモ
ルファス合金（結晶状態的２０ｘ）及び微結晶合金のＸ
線回折図、第４図は本発明のＡｌ−Ｘｉ−３ｉ合金の組
成限界図、第５図は各温度で１時間維持した後の２種類
の初期アモルファス合金Ａｌ１７．旧１ｓｓ＋１２Ｈｎ
９及びＡｌ ７ｏＨｉ１５Ｓｉ１ｓのピッカー微小硬度
値の変化を示すグラフ、第６図は大気プラズマにより堆
積された八ｌγ。ＮＩＢ、ｙｓ１１５合金のＣｕＫα輻
射による回折図、及び第７図は、ＴＡＢＥＲアブレジメ
ータの回転数（Ｎ）に応じて観察された” ７Ｇ旧１５
”１５のコーティングの重量損失（ΔＰ）を、摩擦抵抗
性があると認められているＡ−８１７０４Ｇ合金との比
較において示したグラフである。 Ｊ！Ｓｉ！１人 々シ亭
ルファス合金（結晶状態的２０ｘ）及び微結晶合金のＸ
線回折図、第４図は本発明のＡｌ−Ｘｉ−３ｉ合金の組
成限界図、第５図は各温度で１時間維持した後の２種類
の初期アモルファス合金Ａｌ１７．旧１ｓｓ＋１２Ｈｎ
９及びＡｌ ７ｏＨｉ１５Ｓｉ１ｓのピッカー微小硬度
値の変化を示すグラフ、第６図は大気プラズマにより堆
積された八ｌγ。ＮＩＢ、ｙｓ１１５合金のＣｕＫα輻
射による回折図、及び第７図は、ＴＡＢＥＲアブレジメ
ータの回転数（Ｎ）に応じて観察された” ７Ｇ旧１５
”１５のコーティングの重量損失（ΔＰ）を、摩擦抵抗
性があると認められているＡ−８１７０４Ｇ合金との比
較において示したグラフである。 Ｊ！Ｓｉ！１人 々シ亭
Claims (9)
- （１）該当合金の液相線より約１００℃高い鋳造温度か
ら迅速凝固（１０＾４Ｋ／ｓｅｃのオーダ）により本質
的にアモルファス状態で製造されるＡｌベース合金であ
つて、５から３０原子％のＳｉと１１から２２原子％の
Ｎｉ（但しＦｅ＋Ｎｉ＋Ｓｉ≦４２原子％であり、Ｎｉ
の一部はＦｅにより１０原子％まで又はＶもしくはＢに
よりそれぞれ５原子％まで置換され得、又はＮｉの全部
はＭｎにより２２原子％まで置換され得、残余はＡｌ及
び通常製造不純物である）とを含有していることを特徴
とする合金。 - （２）９から２５原子％のＳｉと、１１から１９原子％
のＮｉ（但し２１≦Ｎｉ＋Ｆｅ＋Ｓｉ≦３８原子％であ
り、マンガンは５原子％に限定される）とを含有してい
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の合金
。 - （３）ａ＝０．６６１ｎｍ及びｃ＝０．３７８ｎｍに近
似する結晶パラメータを有する準安定六方晶相を、第１
の結晶化ピークの近傍に結晶状態で含んでいることを特
徴とする特許請求の範囲第１項又は第２項に記載の合金
。 - （４）焼鈍状態で粒径０．０５から０．５μｍであるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項又は第２項に記載
の合金。 - （５）特許請求の範囲第１項又は第２項に記載のアモル
ファス合金又は本質的にアモルファスな合金の製造方法
であつて、好ましくは１０から２５原子％のＳｉを含有
するＡｌ・Ｓｉ部分にニッケルを被覆させ、集中熱源に
より堆積物及び隣接基板を局部融解処理し、前記被覆部
分を自然冷却することを特徴とする方法。 - （６）金属基板（又は熱導体）上に予め合金化された粉
末をプラズマ噴射することを特徴とする特許請求の範囲
第１項又は第２項に記載のアモルファス合金又は本質的
にアモルファスな合金の製造方法。 - （７）特許請求の範囲第１項又は第２項に記載の合金の
使用法であつて、該合金を粒径１００μｍ未満に粉砕し
、３５０から４００℃で熱圧縮し、約４００から４５０
℃で熱押出することを特徴とする使用法。 - （８）特許請求の範囲第５項、第６項又は第７項に記載
の方法により製造された特許請求の範囲第１項から第４
項のいずれかに記載の合金の摩擦及び摩耗抵抗分野にお
ける使用法。 - （９）特許請求の範囲第５項、第６項又は第７項に記載
の方法により製造された特許請求の範囲第１項から第４
項のいずれかに記載の合金を、約４００℃までの熱に抵
抗性の合金として使用する使用法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8503318 | 1985-02-27 | ||
| FR8503318A FR2577941B1 (fr) | 1985-02-27 | 1985-02-27 | Alliages amorphes a base d'al contenant essentiellement du ni et/ou du fe et du si et procede d'obtention |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61210148A true JPS61210148A (ja) | 1986-09-18 |
Family
ID=9316939
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61038958A Pending JPS61210148A (ja) | 1985-02-27 | 1986-02-24 | 主にＮｉ及び／又はＦｅ及びＳｉを含有するＡｌベースモルフアス合金及びその製造方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4731133A (ja) |
| EP (1) | EP0196984B1 (ja) |
| JP (1) | JPS61210148A (ja) |
| AT (1) | ATE35155T1 (ja) |
| DE (1) | DE3660312D1 (ja) |
| DK (1) | DK164289C (ja) |
| FR (1) | FR2577941B1 (ja) |
| NO (1) | NO167592C (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS6227541A (ja) * | 1985-07-29 | 1987-02-05 | Alum Funmatsu Yakin Gijutsu Kenkyu Kumiai | 耐熱耐摩耗性アルミニウム合金 |
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