RU2121011C1 - Металлическое стекло и способ получения металлического стекла - Google Patents

Металлическое стекло и способ получения металлического стекла Download PDF

Info

Publication number
RU2121011C1
RU2121011C1 RU95119589A RU95119589A RU2121011C1 RU 2121011 C1 RU2121011 C1 RU 2121011C1 RU 95119589 A RU95119589 A RU 95119589A RU 95119589 A RU95119589 A RU 95119589A RU 2121011 C1 RU2121011 C1 RU 2121011C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
value
range
lies
group
metal selected
Prior art date
Application number
RU95119589A
Other languages
English (en)
Other versions
RU95119589A (ru
Inventor
Пекер Атакан
Л.Джонсон Уильям
Original Assignee
Кэлифониа Инститьют оф Текнолоджи
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from US08/044,814 external-priority patent/US5288344A/en
Application filed by Кэлифониа Инститьют оф Текнолоджи filed Critical Кэлифониа Инститьют оф Текнолоджи
Publication of RU95119589A publication Critical patent/RU95119589A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2121011C1 publication Critical patent/RU2121011C1/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Glass Compositions (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Materials For Medical Uses (AREA)

Abstract

Металлическое стекло, образованное сплавом (Zr1-xTix)a1ETMa2(Cu1-Niy)b1 LTMb2Bec, содержащим по крайней мере 50% аморфной фазы, где ETM - ранний переходный металл, выбранный из группы, содержащий ванадий, ниобий гафний и хром, причем атомное процентное содержание хрома не превышает 0,2 a1; LTM - поздний переходный металл, выбранный из группы, содержащей железо, кобальт, марганец, рутений, серебро и палладий; x и y - атомные доли, a1, a2, b1, b2 и c - атомные проценты; значение x лежит в интервале от 0 до 1; значение y - в интервале от 0 до 1; значение a2 не превышает 0,4a1; значение (a1+ a2) лежит в интервале 30 - 75; значение (b1+ b2) - в интервале от 5 до 62, значение b2 не превышает 25, значение c лежит в интервале от 2 до 47, при этом сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации менее чем 103К/с. Техническим эффектом от реализации изобретения является повышение стойкости металлического стекла к кристаллизации. 6 с.п., 34 з.п. ф-лы, 3 табл., 5 ил.

Description

Изобретение относится к аморфным металлическим сплавам, обычно называемым металлическими стеклами, которые образуются при отверждении расплавов в процессе охлаждения сплава до температуры ниже температуры его стеклования, прежде чем произойдет значительное гомогенноe зародышеобразование и кристаллизация.
В последние годы значительный интерес вызывают металлические сплавы, которые являются аморфными или стеклообразными при низких температурах. Обычные металлы и сплавы кристаллизуются при охлаждении их жидкой фазы. Однако было обнаружено, что некоторые металлы и сплавы при достаточно быстром охлаждении могут существовать в переохлажденном состоянии и сохраняться при комнатной температуре в виде чрезвычайно вязкой жидкости или стекла. Обычно при этом требуются скорости охлаждения порядка от 104 до 106 К/с.
Для того чтобы достичь таких высоких скоростей охлаждения, очень тонкий слой (например, толщиной менее 100 мкм) или маленькие капли металла вводят в контакт с проводящей подложкой, температуру которой поддерживают на уровне комнатной. Небольшие размеры аморфного вещества являются следствием необходимости отобрать тепло с достаточно большой скоростью, чтобы подавить кристаллизацию. Таким образом, ранее разработанные аморфные сплавы были доступны лишь в виде тонких лент или пленок или же в виде порошков. Подобные ленты, пленки или порошки могут быть получены быстрым охлаждением расплава на вращающейся охлажденной подложке, формованием тонкой пленки отливкой на холодной подложке, перемещающейся под узлом соплом, или "охлаждением разбрызгиванием" капель между охлажденными подложками.
Значительные усилия были затрачены на поиск аморфных сплавов, обладающих большей устойчивостью к кристаллизации, с тем чтобы можно было использовать менее критические скорости охлаждения. Если можно было бы подавить кристаллизацию при меньших скоростях охлаждения, то можно было бы получить более толстые образцы аморфных сплавов.
При формировании аморфных металлических сплавов всегда приходится сталкиваться с трудноустранимой тенденцией переохлажденного расплава к кристаллизации. Кристаллизация происходит за счет зародышеобразования и роста кристаллов. Вообще говоря, переохлажденная жидкость кристаллизуется быстро. Для того чтобы получить твердый аморфный сплав, необходимо расплавить исходное вещество и охладить жидкость от температуры плавления Tm до температуры ниже температуры стеклования Tg, минуя кристаллизацию.
На фиг. 1 схематично представлена диаграмма, на которой в логарифмической шкале показана зависимость температуры от времени. Указаны температура плавления Tm и температура стеклования Tg. Представленная типичная кривая "a" показывает начало кристаллизации как функцию времени и температуры. Для того чтобы получить твердое аморфное вещество, сплав необходимо охладить от температуры выше температуры плавления до температуры стеклования, не пересекая выступающую часть кривой кристаллизации. Приведенная кривая кристаллизации "a" в схематичном виде показывает начало кристаллизации некоторых ранее полученных сплавов, из которых были сформированы металлические стекла. Как правило, для этого требовались скорости охлаждения более 105 К/с, обычно порядка 106 К/с.
Вторая кривая "b" на фиг. 1 представляет собой кривую кристаллизации для позднее разработанных металлических стекол. Требуемые скорости охлаждения для образования аморфных сплавов были снижены на один, два и даже три порядка, что является весьма существенным. Третья кривая кристаллизации "c" схематично указывает на величину дополнительных улучшений, которые становятся возможными при использовании настоящего изобретения. Выступающая часть кривой кристаллизации смещена на два или более порядков в сторону больших времен. Становятся возможными скорости охлаждения менее 102 К/с и предпочтительно менее 103 К/с. Были получены аморфные сплавы при такой низкой скорости охлаждения, как 2 или 3 К/с.
Образование аморфного сплава составляет лишь часть проблемы. Желательно иметь возможность получать из аморфных материалов компоненты изделий сложной формы и трехмерные объекты с достаточно большими размерами. Для того чтобы получить аморфный сплав или связанный аморфный порошок и сформировать из них трехмерный объект, обладающий хорошей механической целостностью, необходимо, чтобы сплав можно было бы деформировать. Аморфные сплавы претерпевают значительные гомогенные деформации под действием приложенной нагрузки лишь в том случае, когда они нагреты до температуры, близкой или превышающей температуру стеклования. Вновь следует подчеркнуть, что в этом интервале температур обычно происходит быстрая кристаллизация.
Таким образом, как следует из фиг. 1, если однажды сформированное аморфное твердое вещество вновь нагревают выше температуры стеклования, то может существовать очень небольшой промежуток времени, прежде чем сплав пересечет кривую кристаллизации. Для первых полученных аморфных сплавов кривая кристаллизации "a" пересекается в течение миллисекунд, и механическая формовка выше температуры стеклования практически невозможна. Даже для улучшенных сплавов время, в течение которого можно проводить обработку, все еще составляет порядка долей секунд или нескольких секунд.
Фиг. 2 представляет собой схематическую диаграмму температуры и вязкости в логарифмической шкале для аморфных сплавов в виде переохлажденных жидкостей в интервале от температуры плавления до температуры стеклования. Температурой стеклования обычно считается температура, при которой вязкость сплава составляет порядка 1012 П. Жидкий сплав, с другой стороны, может иметь вязкость менее чем 1 П (вода при комнатной температуре имеет вязкость приблизительно 1 сП).
Как видно из схематически представленной фиг. 2, вязкость аморфного сплава медленно уменьшается при низких температурах, затем быстро изменяется при температуре выше температуры стеклования. Повышение температуры всего на 5oC способно привести к уменьшению вязкости на порядок. Чтобы деформации стали возможны при низких приложенных нагрузках, желательно уменьшить вязкость аморфного сплава до величины не более 105 П. Это означает, что необходимо нагреть вещество значительно выше температуры стеклования. Время обработки аморфного сплава (т.е. время, которое пройдет от момента нагрева выше температуры стеклования до момента пересечения с кривой кристаллизации на фиг. 1) предпочтительно составляет порядка нескольких секунд или более, так что имеется достаточно времени, чтобы нагреть, осуществить необходимые действия, обработать и охладить сплав, прежде чем произойдет заметная кристаллизация. Таким образом, для придания хорошей способности к изменению формы, необходимо, чтобы кривая кристаллизации была сдвинута вправо, т.е. в сторону больших времен.
Стойкость металлического стекла к кристаллизации можно связать со скоростью охлаждения, необходимой для формирования стекла при охлаждении из сплава. Она является индикатором стабильности аморфной фазы при нагреве в процессе обработки выше температуры стеклования. Желательно, чтобы скорость охлаждения, необходимая для подавления кристаллизации, находилась в интервале от 1 до 103 К/с или даже меньше. По мере уменьшения критической скорости охлаждения остается больше времени для обработки, и могут быть получены образцы с большим сечением. Далее подобные сплавы можно нагреть до температуры, значительно превышающей температуру стеклования, при этом в течение времени, достаточного для проведения обработки в промышленных условиях, кристаллизация не наблюдается.
Таким образом, в настоящем изобретении в соответствии с предпочтительным вариантом его осуществления заявляется класс сплавов, которые образуют металлическое стекло при охлаждении ниже температуры стеклования со скоростью охлаждения менее 102 К/с. Указанные сплавы содержат бериллий в диапазоне от 2 до 4 ат.% или в более узком диапазоне в зависимости от других элементов, входящих в состав сплава, и требуемой критической скорости охлаждения, и по крайней мере два переходных металла. Переходные металлы представляют собой по крайней мере один ранний переходный металл, который входит в состав сплава в количестве от 30 до 75 ат.%, и по крайней мере один поздний переходный металл, который входит в состав сплава в количестве от 5 до 62 ат.%, в зависимости от того, какие элементы составляют сплав. Ранние переходные металлы включают элементы 3, 4, 5 и 6 групп Периодической таблицы, в том числе лантаниды и актиниды. Поздние переходные металлы включают элементы 7, 8, 9, 10 и 11 групп Периодической таблицы.
Предпочтительная группа металлических стекол имеет формулу (Zr1-xTix)a)Cu1-yNiy)b, Bec, где x и y обозначают атомные доли; а, b и с обозначают атомные проценты. В указанной формуле значения a, b и c частично зависят от пропорций циркония и титана. Так, если значение x находится в интервале от 0 до 0,15, то значение а лежит в интервале от 30 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение с лежит в интервале от 6 до 47%. Если значение х находится в интервале от 0,15 до 0,4, то значение а лежит в интервале от 30 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение с лежит в интервале от 2 до 47%. Когда значение x находится в интервале от 0,4 до 0,6, значение а лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение лежит в интервале от 2 до 47%. Когда значение x находится в интервале от 0,6 до 0,8, значение а лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение с лежит в интервале от 2 до 42%. Когда значение x находится в интервале от 0,8 до 1, значение а лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, a значение с лежит в интервале от 2 до 30%, с тем ограничением, что значение 3c не превышает (100-b), когда значение b лежит в интервале от 10 до 49%.
Далее фрагмент (Zr1-xTix) также может содержать дополнительный металл, выбранный из группы, включающей от 0 до 25% гафния, от 0 до 20% ниобия, от 0 до 15% иттрия, от 0 до 10% хрома, от 0 до 20% ванадия, от 0 до 5% молибдена, от 0 до 5% тантала, от 0 до 50 вольфрама и от 0 до 5% лантана, лантанидов, актиния и актинидов. Фрагмент (Cu1-yNiy) также может содержать дополнительный металл, выбранный из группы, включающей от 0 до 25% железа, от 0 до 25% кобальта, от 0 до 15% марганца и от 0 до 5% других металлов из групп 7 - 11. Бериллиевый фрагмент также может содержать дополнительный металл, выбранный из группы, включающей до 15% алюминия, при этом содержание бериллия составляет по крайней мере 6%, до 5% кремния и до 5% бора. Содержание других элементов не должно превышать двух атомных процентов.
Эти и другие особенности настоящего изобретения станут очевидными из следующего далее подробного описания, которое поясняется следующими чертежами, где на фиг. 1 схематично представлены кривые кристаллизации сплавов, являющихся аморфными или представляющими собой металлические стекла; на фиг. 2 схематично представлена вязкость аморфного стеклянного сплава; на фиг. 3 - диаграмма состояния квазитрехкомпонентной системы, на которой указана область стеклования в сплавах по настоящему изобретению; на фиг. 4 - диаграмма состояния квазитрехкомпонентной системы, на которой указана область стеклования для предпочтительной группы стеклообразующих сплавов, содержащих титан, медь, никель и бериллий; на фиг. 5 - диаграммa состояния квазитрехкомпонентной системы, на которой указана область стеклования для предпочтительной группы стеклообразующих сплавов, содержащих титан, цирконий, медь, никель и бериллий.
Подробное описание изобретения
В контексте настоящего изобретения металлическим стеклом называется вещество, которое содержит, по крайней мере, 50 об.% стеклообразной или аморфной фазы. Способность образовывать стекло может быть установлена с применением метода охлаждения разбрызгиванием со скоростью охлаждения порядка 106 К/с. Чаще всего вещество, используемое по настоящему изобретению, содержит практически 100% аморфной фазы. Для сплавов, пригодных для изготовления деталей с размерами более 1 мкм, предпочтительны скорости охлаждения менее 103 К/с. Чтобы избежать кристаллизации, скорости охлаждения должны составлять от 1 до 100 К/с или менее. Приемлемые стеклообразующие сплавы можно идентифицировать по их способности образовывать при охлаждении слои с толщиной по крайней мере 1 мм.
Подобную скорость охлаждения можно обеспечить при использовании широкого круга методик, таких как охлаждение сплавов разбрызгиванием в охлажденную медную пресс-форму для получения из аморфных веществ пластинок, лент или деталей с развитой поверхностью с размерами от 1 до 10 мм или более, или охлаждение разбрызгиванием в контейнер из кремния или стекла с целью получения стержней с примерным диаметром 15 мм и более.
Для охлаждения стеклообразных сплавов могут использоваться обычные методы, такие как охлаждение разбрызгиванием для получения тонкой фольги, быстрое охлаждение расплава на одновалковой или двухвалковой мельнице, охлаждение расплава водой или формовка в планарном потоке для получения листов. Поскольку можно использовать низкие скорости охлаждения, а аморфная фаза устойчива после охлаждения, то могут применяться другие более экономичные способы изготовления деталей с развитой поверхностью или больших образцов, которые можно деформировать для получения деталей с развитой поверхностью, таких как отливка прутков или чушек, отливка в форму, прессование порошка металла и т.п.
Аморфный сплав в виде быстро отвержденного порошка можно получить также по способу распыления, в котором жидкость разбивается на капли. Примерами являются струйное распыление и газовое распыление. Если капли жидкости вступают в контакт с холодной электропроводящей подложкой, обладающей высокой теплопроводностью, или попадают в инертную жидкость, то могут быть получены гранулированные вещества с размерами частиц до 1 мм, содержащие по крайней мере 50% аморфной фазы. Получение указанных веществ преимущественно осуществляют в инертной атмосфере или в вакууме, поскольку многие из этих веществ обладают высокой реакционноспособностью.
В соответствии с настоящим изобретением идентифицирован ряд новых стеклообразующих сплавов. Интервал композиций сплавов, пригодных для получения стеклообразных или аморфных веществ, может быть установлен несколькими способами. Некоторые композиции формируют металлические стекла при относительно больших скоростях охлаждения, в то время как предпочтительные композиции образуют металлические стекла при сравнительно низких скоростях охлаждения. Хотя интервалы композиций сплавов определяются в соответствии с диаграммами состояния трехкомпонентной или квазитрехкомпонентной системы, такими как диаграммы, приведенные на фиг. 3 - 5, границы существования сплава могут несколько варьировать, поскольку вводятся новые материалы. Границы охватывают сплавы, которые образуют металлическое стекло при охлаждении от температуры плавления до температуры ниже температуры стеклования со скоростью менее приблизительно 106 К/с, преимущественно менее 103 К/с, а часто со значительно меньшими скоростями, наиболее предпочтительно со скоростью менее 100 К/с.
Вообще говоря, приемлемые стеклообразующие сплавы содержат по крайней мере один ранний переходный металл, по крайней мере один поздний переходный металл и берилий. Хорошее стеклование может наблюдаться к некоторых трехкомпонентных берилиевых сплавов. Однако еще лучше стеклование, т.е. стеклование при низких критических скоростях охлаждения, позволяющих избежать кристаллизации, может наблюдаться у четырехкомпонентных сплавов, содержащих по крайней мере три переходных металла. Еще более низкие критические скорости наблюдаются у пятикомпонентных сплавов, в частности, содержащих по крайней мере два ранних переходных металла и по крайней мере два поздних переходных металла.
Общим свойством широкого круга металлических стекол является то, что сплавы содержат от 2 до 47 ат.% бериллия. (Если специально не оговаривается, процентные составы, приведенные здесь, обозначают атомные проценты). Содержание бериллия преимущественно составляет приблизительно от 0 до 35% в зависимости от других присутствующих в сплаве металлов. Широкий интервал содержания бериллия (от 6 до 47% иллюстрируется диаграммой состояния трехкомпонентной или квазитрехкомпонентной систем, приведенной на фиг. 3, для состава стекла, в котором ранним переходным металлом является цирконий и/или цирконий, содержащий сравнительно небольшое количество титана, в частности 5%.
Вторая вершина диаграммы состояний трехкомпонентной системы, приведенной на фиг. 3, представляет собой ранний переходный металл (ЕТМ) или смесь ранних переходных металлов. В соответствии с настоящим изобретением ранний переходный металл включает металл 3, 4, 5 и 6 групп Периодической таблицы, в том числе лантениды и актиниды. Ранее принятое обозначение для этих групп по классификации Международного союза чистой и прикладной химии было IIIA, IVA, VA и VIA. Содержание раннего переходного металла составляет от 30 до 75 ат. %. Содержание раннего переходного металла преимущественно составляет от 40 до 67%.
Третью вершину диаграммы состояния трехкомпонентной системы образует поздний переходный металл (LTM) или смесь поздних переходных металлов. В соответствии с настоящим изобретением, поздний переходный металл включает металл 7, 8, 9, 10 и 11 групп Периодической таблицы, в том числе лантаниды и актиниды. Ранее принятое обозначение для этих групп по классификации Международного союза чистой и прикладной химии было VIIA, VIIIA и IB. Получают стеклообразные сплавы, в которых содержание позднего переходного металла в трехкомпонентных или более сложных сплавах составляет от 5 до 62 ат.%. Содержание позднего переходного металла преимущественно составляет от 10 до 48%.
Многие составы трехкомпонентных сплавов с по крайней мере одним ранним переходным металлом и по крайней мере одним поздним переходным металлом, содержание бериллия в которых составляет от 2 до 47 ат.%, образуют хорошие стекла при охлаждении с приемлемой скоростью охлаждения. Содержание раннего переходного металла составляет от 30 до 75%, а содержание позднего переходного металла составляет от 5 до 62%.
На фиг. 3 на диаграмме состояния трехкомпонентной системы показана меньшая шестиугольная фигура, обозначающая границы предпочтительных композиций сплава, для которых скорость охлаждения при формировании стекла составляет меньше чем 103 К/с, а многие из них имеют критические скорости охлаждения меньше 100 К/с. На указанной тройной диаграмме состояния ЕТМ обозначает ранние переходные металлы, приведенные выше, а LTM обозначает поздние переходные металлы. Диаграмму можно рассматривать как квазитройную, поскольку многие из стеклообразующих композиций включают по крайней мере три переходных металла и могут быть четырехкомпонентными или иметь более сложный состав.
Площадь большего шестиугольника, как это показано на фиг.3, обозначает область стеклообразования для сплава, имеющего несколько большую критическую скорость охлаждения. Эти площади ограничены интервалами композиций для сплавов, имеющих формулу
(Zr1-xTix)a1 ETMa2(Cu1-yNiy)b1LTMb2Bec.
В приведенной формуле x и y обозначают атомные доли, а a1, a2, b1, b2 и c обозначают атомные проценты. ETM обозначает по крайней мере один дополнительный ранний переходный металл. LTM обозначает по крайней мере один дополнительный поздний переходный металл. В приведенном примере количество другого раннего переходного металла составляет от 0 до 0,4 от общего количества циркония и титана, а значение x лежит в интервале от 0 до 0,15. Общее содержание раннего переходного металла, в том числе циркония и/или титана, составляет от 30 до 70 ат.%. Общее содержание позднего переходного металла, в том числе меди и никеля, составляет от 5 до 62%. Количество бериллия составляет от 6 до 47%.
Внутри шестиугольника с меньшей площадью, изображенного на фиг. 3, находятся сплавы, имеющие низкие критические скорости охлаждения. Подобные сплавы содержат по крайней мере один ранний переходный металл, по крайней мере один поздний переходный металл и от 10 до 35% бериллия. Общее содержание раннего переходного металла составляет от 40 до 67%, а общее содержание позднего переходного металла составляет от 10 до 48%.
Если в состав сплава в качестве единственных поздних переходных металлов входят медь и никель, то содержание никеля предпочтительно должно быть ограничено. Так, если b2 равно 0 (т.е. если нет другого позднего переходного металла) и помимо циркония и/или титана присутствует какой-либо ранний переходный металл, то пропорции никеля и меди предпочтительно должны быть приблизительно равными. Это желательно, поскольку другие ранние переходные металлы труднорастворимы в меди и дополнительное количество никеля способствует растворимости таких элементов, как ванадий, ниобий и т.п.
Если содержание другого раннего переходного металла низкое или же цирконий и титан являются единственными ранними переходными металлами, то содержание никеля в композиции предпочтительно составляет приблизительно от 5 до 15%. Это можно установить из стехиометрической формулы, в которой b.y составляет от 5 до 15.
Предыдущие исследования касались двух- или трехкомпонентных сплавов, которые образуют металлическое стекло при сравнительно больших скоростях охлаждения. Было показано, что четырехкомпонентные, пятикомпонентные и более сложные сплавы, содержащие по крайней мере три переходных металла и бериллий, образуют металлические стекла при значительно меньших критических скоростях охлаждения, чем ранее считалось возможным.
Было также показано, что при соответствующем содержании бериллия трехкомпонентные сплавы, содержащие по крайней мере один ранний переходный металл и по крайней мере один поздний переходный металл, образуют металлические стекла при более низких критических скоростях охлаждения, чем ранее полученные сплавы.
Помимо переходных металлов, указанных выше, металлические стекла могут содержать до 20 ат.% алюминия, при этом содержание бериллия остается выше шести процентов, до двух атомных процентов кремния и до пяти атомных процентов бора, а в некоторых сплавах до пяти атомных процентов других элементов, таких как висмут, магний, германий, фосфор, углерод, кислород и т.д. Доля других элементов в стеклообразующем сплаве преимущественно составляет менее 2%. Предпочтительные пропорции других элементов составляют от 0 до 15% алюминия, от 0 до 2% бора и от 0 до 2% кремния.
Для того чтобы обеспечить низкие скорости охлаждения и относительно длительное время обработки, содержание бериллия в вышеуказанных металлических стеклах должно предпочтительно составлять по крайней мере 10%.
Ранние переходные металлы выбирают из группы, включающей цирконий, гафний, титан, ванадий, ниобий, хром, иттрий, неодим, гадолиний и другие редкоземельные элементы, молибден, тантал и вольфрам в порядке убывания их предпочтения. Поздние переходные металлы выбирают из группы, включающeй никель, медь, железо, кобальт, марганец, рутений, серебро и палладий в порядке убывания их предпочтения.
Наиболее предпочтительную группу составляют такие ранние переходные металлы, как цирконий, гафний, титан, ниобий и хром (до 20% составляет общее содержание циркония и титана), и такие поздние переходные металлы, как никель, медь, железо, кобальт и марганец. Самые низкие критические скорости охлаждения наблюдаются для сплавов, содержащих ранние переходные металлы, выбранные из группы, включающей цирконий, гафний и титан, и поздние переходные металлы, выбранные из группы, включающей никель, медь, железо и кобальт.
Предпочтительная группа металлических стекол имеет формулу (Zr1-xTix)a (Cu1-yNiy)bBec, где х и y обозначают атомные доли, а "a", "b" и "c" обозначают атомные проценты. В указанной композиции x лежит в интервале от 0 до 1, а значение y лежит в интервале от 0 до 1. Значение a, b и c в некоторой степени зависят от величины x. Когда значение x находится в интервале от 0 до 0,15, то значение a лежит в интервале от 30 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 6 до 47%. Если значение x находится в интервале от 0,15 до 0,4%, то значение a лежит в интервале от 30 до 75%, а значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 47%. Когда значение x находится в интервале от 0,4 до 0,6, значение a лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 42%. Когда значение x находится в интервале от 0,6 до 0,8, значение a лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 47%. Когда значение x находится в интервале от 0,8 до 1, значение a лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 30%, с тем ограничением, что значение 3c не превышает (100-b), когда значение b лежит в интервале от 10 до 49%.
На фиг. 4 и 5 показаны области стеклования для двух примерных композиций в системе (Zr, Ti) (Cu, Ni)Be. Например, на фиг. 4 приведена диаграмма состояния для квазитрехкомпонентной системы, где х = 1, т.е. титан-бериллиевой системы, в которой третью вершину диаграмм состояния трехкомпонентной системы образуют медь и никель. Большая площадь на фиг. 4 ограничивает область стеклования, как указано выше в числовом выражении, для системы Ti (Cu, Ni)Be. Составы внутри большей области образуют стекла при охлаждении от температуры плавления до температуры ниже температуры стеклования. Предпочтительные сплавы указаны двумя более маленькими областями. Сплавы, состав которых попадает в этот диапазон, имеют наиболее низкие критические скорости охлаждения.
Аналогично на фиг. 5 показан шестиугольник большей площади, соответствующий композициям, в которых x = 0,5. Металлические стекла образованы при охлаждении сплавов, состав которых находится внутри площади шестиугольника.
Далее фрагмент (Zr1-xTix) в указанных композициях может содержать металл, выбранный из группы, включающей до 25% гафния, до 20% ниобия, до 15% иттрия, до 10% хрома, до 20% ванадия, причем эти значения даны для всей композиции сплава, а не только для фрагмента (Zr1-xTix). Другими словами, указанные ранние переходные металлы могут замещать цирконий и/или титан, при этом фрагмент сохраняется, как это описано ранее, а содержание замещающего элемента приведены в процентном отношении ко всему сплаву. При соответствующих обстоятельствах может также включаться до 10% металла, выбранного из группы, содержащей молибден, тантал, вольфрам, лантан, лантаниды, актиний и актиниды. Если требуется получить плотный сплав, то могут, например, включаться тантал или уран.
Фрагмент (Cu1-yNiy) также может содержать дополнительный металл, выбранный из группы, включающей до 25% железа, до 25% кобальта и до 15% марганца, причем эти значения даны для всей композиции сплава, а не только для фрагмента (Cu1-yNiy). Может включаться до 10% других металлов из групп 7 - 11, однако они слишком дороги для сплавов, рассчитанных на промышленный выпуск. Некоторые из драгоценных металлов могут добавляться с целью придания антикоррозионных свойств, хотя устойчивость к коррозии металлических стекол обычно хорошая по сравнению с устойчивостью к коррозии этих же сплавов в кристаллической форме.
Бериллиевый фрагмент также может содержать дополнительный металл, выбранный из группы, включающей до 15% алюминия, при этом содержание беррилия составляет по крайней мере 0%, кремния до 5% и бора до 5% от состава всего сплава, предпочтительное содержание бериллия в сплаве составляет по крайней мере 10 ат.%.
Вообще говоря, в стеклообразном сплаве допускается от 5 до 10% любого переходного металла. Следует также отметить, что стеклообразный сплав может выдержать присутствие значительных количеств веществ, которые могут считаться случайными или примесными. Например, в металлическом стекле может растворяться без заметного смещения кривой кристаллизации значительное количество кислорода. Другие случайные элементы, такие как германий, фосфор, углерод, азот или кислород могут присутствовать с общим количеством приблизительно менее пяти атомных процентов и предпочтительно с общим количеством приблизительно менее одного атомного процента. Допустимо также небольшое количество щелочных металлов, щелочноземельных металлов или тяжелых металлов.
Существуют разные способы для выражения состава, который является хорошим для стеклообразующих сплавов. Они включают формулы для составов, в которых пропорции различных элементов выражены в алгебраической форме. Пропорции являются взаимозависимыми, поскольку высокие пропорции некоторых элементов, которые легко промотируют сохранение стеклообразной фазы, могут преодолеть влияние других элементов, которые способны промотировать кристаллизацию. Важное влияние может оказать также присутствие других элементов помимо переходных металлов и бериллия.
Мы полагаем, что кислород в количестве, которое превосходит растворимость кислорода в твердом сплаве, способен промотировать кристаллизацию. Как мы полагаем, именно в этом заключается причина того, что особенно хорошие стеклообразующие сплавы включают значительные количества циркония, титана или гафния (гафний в заметной степени взаимозаменяем с цирконием). Цирконий, титан и гафний в твердом состоянии хорошо растворяют кислород. Промышленный бериллий содержит или взаимодействует со значительным количеством кислорода. В отсутствие циркония, титана или гафния кислород может образовывать нерастворимые оксиды, которые являются центрами гетерогенной кристаллизации. Это следует из испытаний некоторых трехкомпонентных сплавов, которые не содержат цирконий, титан или гафний. Внешний вид образцов, полученных разбрызгиванием при охлаждении, которые не образуют аморфных твердых веществ, заставляет предположить наличие высадившихся оксидных фаз.
Некоторые элементы, входящие в состав композиции в небольших пропорциях, могут влиять на свойства стекла. Хром, железо и ванадий повышают прочность. Однако содержание хрома должно составлять не более приблизительно 20%, а предпочтительно менее 15% от общего количества циркония, гафния или титана.
Для цирконий-, гафний- и титансодержащих сплавов в общем случае является предпочтительным, чтобы атомная фракция титана во фрагменте сплава, содержащем ранний переходный металл, составляла менее 0,7.
Не все ранние переходные металлы одинаково желательны в составе композиции. Наиболее предпочтительными ранними переходами металлами являются цирконий и титан. Следующими в ряду предпочтения ранними переходными металлами являются ванадий, ниобий и гафний. Следующий порядок предпочтения составляют иттрий и хром, при этом содержание хрома ограничено, как указано ранее. В ограниченных количествах могут также включаться лантан, актиний и лантаниды и актиниды. Последними из предпочтительных ранних переходных металлов являются молибден, тантал и вольфрам, хотя в некоторых случаях они могут оказаться желательными. Например, вольфрам и тантал могут быть полезными в металлических стеклах с относительно большой плотностью.
Из поздних переходных металлов наиболее предпочтительны медь и никель. В некоторых композициях особенно желательно присутствие железа. Следующий ряд предпочтения из поздних переходных металлов составляют кобальт и марганец. Некоторые композиции предпочтительно не должны содержать серебро.
Кремний, германий, бор и алюминий можно рассматривать как компоненты бериллиевого фрагмента сплава, и в его состав могут входить любые из них. Если присутствует алюминий, то содержание бериллия должно составлять по крайней мере 6%. Содержание алюминия предпочтительно должно составлять менее 20%, а еще более предпочтительно менее 15%.
Наиболее предпочтительные композиции содержат смесь меди и никеля приблизительно в равных пропорциях. Таким образом, предпочтительная композиция содержит цирконий и/или титан, бериллий и смесь меди и никеля, при этом количество меди, например, составляет от 35 до 65% от общего количества меди и никеля.
Далее приводятся выражения для формул стеклообразующих композиций различного размера и состава. Подобные сплавы могут быть получены в виде металлического стекла, содержащего по крайней мере 50% аморфной фазы, при охлаждении сплава от температуры выше температуры плавления, минуя температуру стеклования с достаточной скоростью, чтобы избежать образования более чем 50% кристаллической фазы. В каждой из приводимых далее формул x и y обозначают атомные фракции. Подстрочные знаки a, a1, b, b1, c и т.д. обозначают атомные проценты.
Примерные стеклообразующие сплавы имеют формулу
(Zr1-xTix)al ETMa2(Cu1-y Niy)b1LTMb2Bec
где ранние переходные металла включают Y, Nb, Hf и Cr,
при этом содержание хрома составляет из них не более 20%.
Поздними переходными металлами преимущественно являются Fe, Co, Mn, Ru, Ag и/или Pd. Количество другого раннего переходного металла составляет до 40% от количества фрагмента (Zr1-xTix). Когда значение x лежит в интервале от 0 до 0,15, значение (a1+a2) составляет от 30 до 75%, значение (b1+b2) составляет от 5 до 62%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 6 до 47%. Когда значение x лежит в интервале от 0,15 до 0,4, значение (a1+a2) составляет от 30 до 75%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 2 до 47%,
Преимущественно значение (a1+a2) составляет от 40 до 67%, значение (b1+b2) составляет от 10 до 40%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 10 до 35%.
Когда значение x составляет более 0,4, то количество другого раннего переходного металла может составлять до 40% от количества циркониевого и титанового фрагмента. Затем, когда значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, значение (a1+a2) составляет от 35 до 75%, значение (b1+b2) составляет от 5 до 62%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 2 до 47%. Когда значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, значение (a1+a2) составляет от 35 до 75%, значение (b1+b2) составляет от 5 до 62%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 2 до 42%. Когда значение x лежит в интервале от 0,8 до 1, значение (a1+a2) составляет от 35 до 75%, значение (b1+b2) составляет от 5 до 62%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 2 до 30%. В указанных сплавах существует ограничение, заключающееся в том, что для значения x от 0,8 до 1, значение 3c не превышает (100-b1-b2), когда значение (b1+b2) составляет от 10 до 49%.
Предпочтительно, когда значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, значение (a1+a2) составляет от 40 до 67%, значение (b1+b2) составляет от 10 до 48%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 10 до 35%. Когда значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, значение (a1+a2) составляет от 40 до 67%, значение (b1+b2) составляет от 10 до 48%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 10 до 30%. Когда значение x лежит в интервале от 0,8 до 1 либо значение (a1+a2) составляет от 38 до 55%, значение (b1+b2) составляет от 35 до 60%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 2 до 15% либо значение (a1+a2) составляет от 65 до 75%, значение (b1+b2) составляет от 5 до 15%, значение b2 составляет от 0 до 25%, а значение c составляет от 17 до 20%.
Стеклообразующая композиция преимущественно представляет собой сплав ZrTiCuNiBe, имеющий формулу
(Zr1-xTix)a(Cu1-yNiy)Bec,
где значение y находится в интервале от 0 до 1,
а значение x находится в интервале от 0 до 0,4. Когда значение x находится в интервале от 0 до 0,15, то значение a лежит в интервале от 30 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 6 до 47%. Если значение x находится в интервале от 0,15 до 0,4, то значение a лежит в интервале от 30 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 47%. Предпочтительно значение a лежит в интервале от 40 до 67%, значение b лежит в интервале от 10 до 35%, а значение c лежит в интервале от 10 до 35%. Например, хорошей стеклообразующей композицией является Zr34Ti11Cu32,5Ni10Be12,5. Если слегка отступить от приведенных пределов, то могут быть получены эквивалентные стеклообразующие сплавы.
Когда значение x в приведенной выше формуле находится в интервале от 0,4 до 0,6, значение a лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 47%. Когда значение x находится в интервале от 0,6 до 0,8, значение a лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 42%. Когда значение x находится в интервале от 0,8 до 1, значение a лежит в интервале от 35 до 75%, значение b лежит в интервале от 5 до 62%, а значение c лежит в интервале от 2 до 30%, c тем ограничением, что значение 3c не превышает (100-b), когда значение b лежит в интервале от 10 до 49%.
Предпочтительно, когда значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, значение a составляет от 40 до 67%, значение b составляет от 10 до 48%, значение c составляет от 10 до 35%. Когда значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, значение a составляет от 40 до 67%, значение b составляет от 10 до 48%, а значение c составляет от 10 до 30%. Когда значение x лежит в интервале от 0,8 до 1 либо значение a составляет от 38 до 55%, значение b составляет от 35 до 60%, а значение c составляет от 2 до 15%, либо значение a составляет от 65 до 75%, значение b составляет от 5 до 15%, а значение c составляет от 17 до 27%.
В наиболее предпочтительном интервале составов композиций фрагмент (Zr1-xTix) может включать до 15% гафния, до 15% ниобия, до 10% иттрия, до 7% хрома, до 10% ванадия, до 5% молибдена, тантала или вольфрама, до 5% лантана, лантанидов, актиния и актинидов. Фрагмент (Cu1-yNiy) может также включать до 15% железа, до 10% кобальта, до 10% марганца, до 5% другого металла из групп 7 - 11. Бериллиевый фрагмент может также включать до 15% алюминия, до 5% кремния и до 5% бора. Общее содержание случайных элементов преимущественно составляет менее 1 ат.%.
Некоторые из стеклообразующих сплавов можно выразить формулой
((Zr, Hf, Ti)xETM1-x)a(Cu1-yNiy)b1 LTMb2Bec,
где атомная доля титана во фрагменте ((Hf, Zr, Ti)ETM) составляет менее 0,7, а значение x лежит в интервале от 0,8 до 1, значение a лежит в интервале от 30 до 75%, значение (b1 + b2) лежит в интервале от 5 до 57%, а значение c лежит в интервале от 6 до 45%. Предпочтительно значение а лежит в интервале от 40 до 67%, значение (b1 + b2) лежит в интервале от 40 до 67%, значение (b1 + b2) лежит в интервале от 10 до 48%, а значение c лежит в интервале от 10 до 35%.
Иначе формулу можно выразить в виде
((Zr, Hf, Ti)xETM1-x)a)Cub1Nib2LTMb3 Bec,
где значение x лежит в интервале от 0,5 до 0,8.
Если ETM обозначает иттрий, неодим, гадолиний и другие редкоземельные элементы, то значение а лежит в интервале от 30 до 75%, значение (b1 + b2 + b3) лежит в интервале от 6 до 50%, значение b3 лежит в интервале от 0 до 25%, значение b1 лежит в интервале от 0 до 50%, а значение c лежит в интервале от 6 до 45%. Если ETM обозначает хром, тантал, молибден или вольфрам, то значение а лежит в интервале от 30 до 60%, значение (b1 + b2 +b3) лежит в интервале от 10 до 50%, значение b3 лежит в интервале от 0 до 25%, значение b1 лежит в интервале от 0 до x(b1 + b2 + b3)/2, а значение c лежит в интервале от 10 до 45%. Если ETM выбирают из группы, включающей ванадий и ниобий, то значение а лежит в интервале от 30 до 65%, значение (b1 + b2 + b3) лежит в интервале от 10 до 50%, значение b3 лежит в интервале от 10 до 25%, значение b1 лежит в интервале от 0 до x (b1 + b2 + b3)/2, а значение c лежит в интервале от 10 до 45%.
Предпочтительно, когда ETM обозначает иттрий, неодим, гадолиний и другие редкоземельные элементы, значение а лежит в интервале от 40 до 67%, значение (b1 + b2 + b3) лежит в интервале от 10 до 38%, значение b3 лежит в интервале от 0 до 25%, значение b1 лежит в интервале от 0 до 38%, а значение c лежит в интервале от 10 до 35%. Если ETM обозначает хром, тантал, молибден или вольфрам, то значение а лежит в интервале от 35 до 50%, значение (b1 + b2 + b3) лежит в интервале от 15 до 35%, значение b3 лежит в интервале от 0 до 25%, значение b1 лежит в интервале от 0 до x(b1 + b2 + b3)/2, а значение c лежит в интервале от 15 до 35%. Если ETM обозначает ванадий и ниобий, то значение а лежит в интервале от 35 до 55%, значение (b1 + b2 + b3) лежит в интервале от 15 до 35%, значение b3 лежит в интервале от 0 до 25%, значение 1 лежит в интервале от 0 до x(b1 + b2 + b3)/2, а значение c лежит в интервале от 15 до 35%.
На фиг. 4 и 5 показаны шестиугольники с несколько меньшей площадью, которые представляют предпочтительные стеклообразующие композиции, т.е. композиции, в которых x = 1 и x = 0,5 соответственно. Эти области представляют собой шестиугольники меньшей площади на диаграмме состояния квазитрехкомпонентной системы. Следует отметить, что на фиг. 4 обозначены два шестиугольника с относительно меньшей площадью для предпочтительных композиций стеклообразующих сплавов. Для обеих указанных предпочтительных областей существования композиции наблюдаются очень низкие критические скорости охлаждения.
В качестве примера очень хорошая стеклоообразующая композиция имеет приблизительную формулу
(Zr0,75Ni0,25)55(Cu0,36Ni0,64) 22,5Be22,5.
Образец этого вещества охлаждали в трубе из плавленого кварца с диаметром 15 мм, которую погружали в воду и получали полностью аморфный слиток. Скорость охлаждения от температуры плавления, минуя температуру стеклования, оценивается величиной приблизительно два - три градуса в секунду.
Среди разнообразных комбинаций веществ, которые попадают в указанные рамки, могут быть необычные смеси металлов, которые не образуют по крайней мере 50% стеклянной фазы при скоростях охлаждения менее приблизительно 106К/с. Подходящие комбинации могут быть легко идентифицированы путем простого плавления с использованием соответствующего способа нагрева, охлаждения при разбрызгивании и проверки аморфности образца. Предпочтительные композиции легко интенсифицируются при низких критических скоростях охлаждения.
Аморфную природу металлических стекол легко установить с помощью ряда хорошо известных методов. На рентгенограммах полностью аморфных образцов наблюдаются широкие диффузные максимумы рассеивания. Если кристаллическое вещество присутствует совместно со стеклянной фазой, то можно наблюдать относительно острые пики брэгговской дифракции, соответствующие кристаллическому веществу. Относительные интенсивности, соответствующие острым пикам Брэгга, можно сравнить с интенсивностями, соответствующими диффузным максимумам, и оценить содержание аморфной фазы.
Содержание аморфной фазы можно также оценить методом дифференциального термического анализа. Сравнивают энтальпию при нагревании образца с целью инициировать кристаллизацию аморфной фазы с энтальпией кристаллизации полностью стеклообразного вещества. Отношение этих величин определяет молярную фракцию стеклообразного вещества в исходном образце. Для определения фракции стеклообразного вещества можно также применять метод электронной микроскопии на просвет. В методе электронной микроскопии стеклообразное вещество проявляет маленький контраст и может быть идентифицировано по своему относительно лишенному характерных черт изображению. Кристаллическое вещество обладает значительно большим контрастом и его легко отличить. Для подтверждения наличия обнаруженной фазы можно затем использовать дифракцию электродов. Объемную фракцию аморфного вещества в образце можно оценить при анализе изображений, наблюдаемых при использовании метода электронной микроскопии на просвет.
Металлические стекла, образуемые сплавами по настоящему изобретению, обычно проявляют значительную пластичность на изгиб. Фольга, полученная при охлаждении разбрызгиванием, проявляется пластичностью на изгибе в интервале от 90 до 180o. В области предпочтительных составов полностью аморфные ленты толщиной 1 мм проявляют пластичность на изгиб и их также можно прокатать приблизительно до 1/3 от первоначальной толщины без образования макроскопических трещин. Подобные прокатанные образцы все еще можно согнуть под углом 90o.
Аморфные сплавы по настоящему изобретению обладают высокой твердостью. Высокие значения величины твердости по Виккерсу свидетельствуют о высокой прочности. Поскольку многие из предпочтительных сплавов обладают относительно низкой плотностью, составляющей от 5 до 7 г/см3, то сплавы обладают высоким отношением прочности к весу. Однако, если необходима большая плотность, то в композиции могут быть включены тяжелые металлы, такие как вольфрам, тантал или уран. Например, металлическое стекло с большой плотностью может быть получено из сплава с общим составом (TaWHf)NiBe.
Желательно, чтобы в предпочтительных составах содержалось заметное количество ванадия и хрома, поскольку в этом случае сплавы проявляют большую прочность, чем сплавы, не содержащие ванадия и хрома.
Примеры.
Ниже приводится табл. 1 сплавов, которые можно отлить в виде полосок толщиной 1 мм, содержащих более 50% аморфной фазы. В табл. 1 для многих сплавов представлены также их свойства, в том числе температура стеклования Tg, выраженная в градусах Цельсия. В колонке, обозначенной Tx, приведена температура, при которой начинается кристаллизация в процессе нагревания аморфного сплава выше температуры стеклования. Применяемым методом измерения является дифференциальный технический анализ. Образец аморфного сплава нагревают выше температуры стеклования со скоростью 20oC в 1 мин. Регистрируют температуру, при которой изменение энтальпии указывает на начало кристаллизации. Образцы нагревают в инертной газовой среде, однако его чистота соответствует чистоте промышленного инертного газа, а он содержит немного кислорода. Вследствие этого поверхность образцов слегка подкисляется. Нами показано, что существует более высокая температура, при которой образец имеет чистую поверхность, так что наблюдается не гетерогенное, а гомогенное зародышеобразование. Таким образом, вероятность гомогенной кристаллизации может быть на самом деле выше, чем установлено в указанных тестах для образцов, не содержащих оксидов на поверхности.
В колонке, обозначенной через ΔT, указана разница между температурой кристаллизации и температурой стеклования, обе из которых определяют методом дифференциального термического анализа. Вообще говоря, более высокие значения ΔT указывают на меньшую критическую скорость охлаждения для формирования аморфного сплава. Оно также указывает на то, что имеется большее количество времени для обработки аморфного сплава при температуре выше температуры стеклования. Величина ΔT, превышающая 100oC, указывает на особенно хороший стеклообразующий сплав.
Последняя колонка табл. 1, обозначенная через Hv, показывает твердость по Виккерсу аморфной композиции. Вообще говоря, более высокие значения твердости свидетельствуют о большей прочности металлического стекла.
В приведенной далее табл. 2 представлен ряд составов, которые, как установлено, являются аморфными при отливке в виде слоя толщиной 5 мм.
В табл. 3 приведен ряд композиций, которые, как установлено, содержат более 50% аморфной фазы, а обычно 100% аморфной фазы, при охлаждении разбрызгиванием с образованием фольги толщиной приблизительно 30 мкм.
Здесь рассмотрен ряд классов и примеров составов стеклообразующих сплавов, имеющих низкие критические скорости охлаждения. Для специалистов в данной области техники очевидно, что приведенные границы областей стеклования являются приблизительными и композиции, состав которых несколько выходит за эти точные границы, могут быть хорошими стеклообразующими веществами, а композиции, состав которых приблизительно попадает в указанные границы, может не являться стеклообразующим веществом при скоростях охлаждения менее 1000 К/с. Таким образом, в пределах объема притязаний, указанного в формуле изобретения, настоящее изобретение можно осуществлять с некоторыми отклонениями от приведенных точных составов композиций.

Claims (38)

1. Металлическое стекло, образованное сплавом, содержащим бериллий, отличающееся тем, что сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации, менее 103 К/с, и стекло образовано сплавом, дополнительно содержащим по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей титан и цирконий, и по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей медь и никель, при следующем соотношении компонентов, ат.%:
По крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей цирконий и титан - 30 - 75
По крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей медь и никель - 5 - 62
Бериллий - Остальное
2. Стекло по п. 1, отличающееся тем, что оно образовано сплавом, дополнительно содержащим по крайней мере один переходный металл, выбранный из группы, содержащей ETM и LTM при следующем соотношении компонентов:
(Zr1-xTix)a1ETMa2 (Cu1-yNiy)b1LTMb2Bec1,
где ETM - ранний переходный металл, выбранный из группы, содержащей ванадий, ниобий, гафний и хром, причем атомное процентное содержание хрома не превышает 0,2 a1;
LTM - поздний переходный металл, выбранный из группы, содержащей железо, кобальт, марганец, рутений, серебро и палладий;
x и y - атомные доли;
a1, a2, b1, b2 и c - атомные проценты;
значение x лежит в интервале от 0 до 1; значение y лежит в интервале от 0 до 1; значение a2 не превышает 0,4a1; значение (a1+a2) лежит в интервале 30 - 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
3. Стекло по п. 2, отличающееся тем, что если значение b1+b2 лежит в интервале от 10 до 49, то 3c не превышает (100-b1-b2).
4. Стекло по п. 2 или 3, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0 до 0,15, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 6 до 47.
5. Стекло по п. 2 или 3, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,15 до 0,4, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение с лежит в интервале от 2 до 47.
6. Стекло по п. 2 или 3, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 35 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
7. Стекло по п. 2 или 3, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 35 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 42.
8. Стекло по п. 2 или 3, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,8 до 1, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 35 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 30.
9. Стекло по любому из пп. 2 - 8, отличающееся тем, что значение (a1+a2) лежит в интервале от 40 до 67; значение (b1+b2) лежит в интервале от 10 до 48; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 10 до 35.
10. Металлическое стекло, образованное сплавом, содержащим бериллий, отличающееся тем, что сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации, менее чем 103 К/с, и образовано из сплава, дополнительно содержащего по меньшей мере металл, выбранный из группы, содержащей цирконий, титан и гафний, и по меньшей мере один переходный металл, выбранный из группы, содержащей ETM и LTM при следующем соотношении компонентов:
((Zr, Hf, Ti)x)ETM1-x a(Cu1-yNiy)b1LTMb2Bec,
где ETM - ранний переходный металл, выбранный из группы, содержащей ванадий, ниобий, иттрий, неодим, гадолиний и другие РЗМ, хром, молибден, тантал и вольфрам;
LTM - поздний переходный металл, выбранный из группы, содержащей никель, медь, железо, кобальт, марганец, рутений, серебро и палладий;
x и y - атомные доли;
a, b1, b2 и c - атомные проценты,
при этом атомная доля титана в фрагменте ((Hf, Zr, Ti)ETM) составляет менее 0,7, значение x лежит в интервале от 0,8 до 1; значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 57; значение c лежит в интервале от 6 до 45.
11. Стекло по п. 10, отличающееся тем, что значение a лежит в интервале от 40 до 67; значение (b1+b2)лежит в интервале от 10 до 48, значение c лежит в интервале от 10 до 35.
12. Способ получения металлического стекла, содержащего по крайней мере 50% аморфной фазы, включающий изготовление сплава, содержащего бериллий, и охлаждение его от температуры выше температуры плавления до температуры ниже температуры стеклования со скоростью, предотвращающей образование более 50% кристаллической фазы, отличающийся тем, что сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации, менее чем 103 К/с, и изготавливают сплав, дополнительно содержащий по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей титан и цирконий, и по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей медь и никель, при следующем соотношении компонентов, ат.%:
По крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей цирконий и титан - 30 - 75
По крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей медь и никель - 5 - 62
Бериллий - Остальное
13. Способ по п. 12, отличающийся тем, что изготовляют сплав, дополнительно содержащий по крайней мере один переходный металл, выбранный из группы, содержащей ETM и LTM при следующем соотношении компонентов:
(Zr1-xTix)a1ETMa2(Cu1-yNiy)b1LTMb2Bec,
где x и y - атомные доли;
a1, a2, b1, b2 и c - атомные проценты;
ETM - ранний переходный металл, выбранный из группы, содержащей ванадий, ниобий, гафний и хром, причем атомное процентное содержание хрома не превышает 0,2a1;
LTM - поздний переходный металл, выбранный из группы, содержащей железо, кобальт, марганец, рутений, серебро и палладий; значение x лежит в интервале от 0 до 1; значение y лежит в интервале от 0 до 1; значение a2 не превышает 0,4a1; значение (a1+a2) лежит в интервале 30 - 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
14. Способ по п. 13, отличающийся тем, что если значение b1+b2 лежит в интервале от 10 до 49, то значение 3c не превышают (100-b1-b2).
15. Способ по п. 13 или 14, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0 до 0,15, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 6 до 47.
16. Способ по п. 13 или 14, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,15 до 0,4, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
17. Способ по п. 13 или 14, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 35 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
18. Способ по п. 13 или 14, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 35 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 42.
19. Способ по п. 13 или 14, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,8 до 1, то значение (a1+a2) лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 62; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 2 до 30.
20. Способ по любому из пп. 13 - 19, отличающийся тем, что значение (a1+a2) лежит в интервале от 40 до 67; значение (b1+b2) лежит в интервале от 10 до 48; значение b2 не превышает 25; значение c лежит в интервале от 10 до 35.
21. Способ получения металлического стекла, содержащего по крайней мере 50% аморфной фазы, включающий изготовление сплава, содержащего бериллий, и по меньшей мере один металл из группы, содержащей гафний, цирконий и титан, и охлаждение его температуры выше температуры плавления до температуры ниже температуры стеклования со скоростью, предотвращающей образование более 50% кристаллической фазы, отличающийся тем, что сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации, менее чем 103 К/с и изготавливают сплав, дополнительно включающий по меньшей мере один переходный металл, выбранный из группы, содержащей ETM и LTM при следующем соотношении компонентов:
((Zr, Hf, Ti)x)ETM1-x)a(Cu1-yNiy)b1LTMb2Bec,
где ETM - ранний переходный металл, выбранный из группы, содержащей ванадий, ниобий, иттрий, неодим, гадолиний и другие РЗМ, хром, молибден, тантал и вольфрам;
LTM - поздний переходный металл, выбранный из группы, содержащей никель, медь, железо, кобальт, марганец, рутений, серебро и палладий;
x и y - атомные доли;
a, b1, b2 и c - атомные проценты,
при этом атомная доля титана в фрагменте ((Hf, Zr, Ti)ETM) составляет менее 0,7; значение x лежит в интервале от 0,8 до 1; значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение (b1+b2) лежит в интервале от 5 до 57; значение c лежит в интервале от 6 до 45.
22. Способ по п. 21, отличающийся тем, что значение a лежит в интервале от 40 до 67; значение (b1+b2) лежит в интервале от 10 до 48; значение c лежит в интервале от 10 до 35.
23. Металлическое стекло, образованное сплавом, содержащим бериллий, отличающееся тем, что сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации, менее чем 103 К/с и стекло образовано сплавом, дополнительно содержащим по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей титан и цирконий, и по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей медь и никель, при следующем соотношении компонентов:
(Zr1-xTix)a(Cu1-yNiy))bBec,
где x и y - атомные доли;
a, b и c - атомные проценты,
при этом значение y лежит в интервале от 0 до 1 и где значение x лежит в интервале от 0 до 1; значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
24. Стекло по п. 23, отличающееся тем, что если значение b лежит в интервале от 10 до 49, то 3c не превышает (100-b).
25. Стекло по п. 23 или 24, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0 до 0,15, то значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 6 до 47.
26. Стекло по п. 23 или 24, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,15 до 0,4, то значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
27. Стекло по п. 23 или 24, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, то значение a лежит в интервале от 35 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
28. Стекло по п. 23 или 24, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, то значение a лежит в интервале от 35 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 42.
29. Стекло по п. 23 или 24, отличающееся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,8 до 1, то значение a лежит в интервале от 35 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 30.
30. Стекло по любому из пп. 23 - 29, отличающееся тем, что значение a лежит в интервале от 40 до 67; значение b лежит в интервале от 10 до 48; значение c лежит в интервале от 10 до 35.
31. Стекло по любому из пп. 23 - 30, отличающееся тем, что фрагмент (Zr1-xTix) дополнительно содержит металл, выбранный из группы, включающей, ат. %: гафний - до 25, ниобий - до 20, иттрий - до 15, хром - до 10, ванадий - до 20, молибден - до 5, тантал - до 5, вольфрам - до 5, и лантан, лантаниды, актиний и актиниды - до 5; фрагмент (Cu1-yNiy) дополнительно содержит металл, выбранный из группы, включающей ат.%: железо - до 25, кобальт - до 25, марганец - до 15, металлы из групп VII-XI - до 5, а бериллиевый фрагмент дополнительно содержит металл, выбранный из группы, включающей, ат.%: алюминий - до 15 при значении c, равном не менее 6, кремний - не более 5 и бор - не более 5.
32. Способ получения металлического стекла, содержащего по крайней мере 50% аморфной фазы, включающий изготовление сплава, содержащего бериллий, и охлаждение его от температуры выше температуры плавления до температуры ниже температуры стеклования со скоростью, предотвращающей образование более 50% кристаллической фазы, отличающийся тем, что сплав имеет скорость охлаждения, требуемую для подавления кристаллизации, менее чем 103 К/с, изготовляют сплав, дополнительно содержащий по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей титан и цирконий, и по крайней мере один металл, выбранный из группы, содержащей медь и никель, при следующем соотношении компонентов, ат.%:
(Zr1-xTix)a(Cu1-yNiy)bBec,
где x и y - атомные доли;
a, b и c - атомные проценты,
при этом значение y лежит в интервале от 0 до 1 и где значение x лежит в интервале от 0 до 1; значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
33. Способ по п. 32, отличающийся тем, что если значение b лежит в интервале от 10 до 49, то 3c не превышает (100-b).
34. Способ по п. 32 или 33, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0 до 0,15, то значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 6 до 47.
35. Способ по п. 32 или 33, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,15 до 0,4, то значение a лежит в интервале от 30 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
36. Способ по п. 32 или 33, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,4 до 0,6, то значение a лежит в интервале от 35 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 47.
37. Способ по п. 32 или 33, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,6 до 0,8, то значение a лежит в интервале от 35 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение с лежит в интервале от 2 до 42.
38. Способ по п. 32 или 33, отличающийся тем, что если значение x лежит в интервале от 0,8 до 1, то значение a лежит в интервале от 35 до 75; значение b лежит в интервале от 5 до 62; значение c лежит в интервале от 2 до 30.
39. Способ по любому из пп. 32 - 38, отличающийся тем, что значение a лежит в интервале от 40 до 67; значение b лежит в интервале от 10 до 48; значение c лежит в интервале от 10 до 35.
40. Способ по любому из пп. 32 - 39, отличающийся тем, что фрагмент (Zr1-xTix) дополнительно содержит металл, выбранный из группы, включающей, ат. %: гафний - до 25, ниобий - до 20, иттрий - до 15, хром - до 10, ванадий - до 2, молибден - до 5, тантал - до 5, вольфрам - до 5 и лантан, лантаниды, актиний и актиниды - до 5; фрагмент (Cu1-yNiy) дополнительно содержит металл, выбранный из группы, включающей, ат.%: железо - до 25, кобальт - до 25, марганец - до 15, металлы из групп VII-XI - до 5, а бериллиевый фрагмент дополнительно содержит металл, выбранный из группы, включающей, ат.%: алюминий - до 15 при значении c, равном не менее 6, кремний - не более 5 и бор - не более 5.
Приоритет по пунктам:
07.04.93 по пп. 1-11 и 23-31;
18.02.94 - по пп. 12-22 и 32-40.
RU95119589A 1993-04-07 1994-04-07 Металлическое стекло и способ получения металлического стекла RU2121011C1 (ru)

Applications Claiming Priority (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US08/044,814 US5288344A (en) 1993-04-07 1993-04-07 Berylllium bearing amorphous metallic alloys formed by low cooling rates
US08/044.814 1993-04-07
US08/044,814 1993-04-07
US08/198,873 US5368659A (en) 1993-04-07 1994-02-18 Method of forming berryllium bearing metallic glass
US08/198.873 1994-02-18
US08/198,873 1994-02-18

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU95119589A RU95119589A (ru) 1997-11-20
RU2121011C1 true RU2121011C1 (ru) 1998-10-27

Family

ID=26722021

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU95119589A RU2121011C1 (ru) 1993-04-07 1994-04-07 Металлическое стекло и способ получения металлического стекла

Country Status (11)

Country Link
US (1) US5368659A (ru)
EP (1) EP0693136B1 (ru)
JP (1) JP4128614B2 (ru)
KR (1) KR100313348B1 (ru)
CN (1) CN1043059C (ru)
AU (1) AU675133B2 (ru)
CA (1) CA2159618A1 (ru)
DE (1) DE69425251T2 (ru)
RU (1) RU2121011C1 (ru)
SG (1) SG43309A1 (ru)
WO (1) WO1994023078A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2596696C1 (ru) * 2015-06-26 2016-09-10 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Материал на основе объемных металлических стекол на основе циркония и способ его получения в условиях низкого вакуума
RU2792867C2 (ru) * 2018-07-19 2023-03-28 Тициана ВИНЬИ Персональное экранирующее устройство

Families Citing this family (207)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08199318A (ja) * 1995-01-25 1996-08-06 Res Dev Corp Of Japan 金型で鋳造成形された棒状又は筒状のＺｒ系非晶質合金及び製造方法
US5589012A (en) * 1995-02-22 1996-12-31 Systems Integration And Research, Inc. Bearing systems
US7357731B2 (en) * 1995-12-04 2008-04-15 Johnson William L Golf club made of a bulk-solidifying amorphous metal
US6709536B1 (en) * 1999-04-30 2004-03-23 California Institute Of Technology In-situ ductile metal/bulk metallic glass matrix composites formed by chemical partitioning
WO1997020601A1 (en) 1995-12-04 1997-06-12 Amorphous Technologies International Golf club made of a bulk-solidifying amorphous metal
US5607365A (en) * 1996-03-12 1997-03-04 California Institute Of Technology Golf club putter
US5980652A (en) * 1996-05-21 1999-11-09 Research Developement Corporation Of Japan Rod-shaped or tubular amorphous Zr alloy made by die casting and method for manufacturing said amorphous Zr alloy
EP0835716B1 (de) * 1996-07-25 2003-10-22 Endress + Hauser GmbH + Co. KG Aktivhartlot zum Hartlöten von Aluminiumoxid-Keramikteilen
US6039918A (en) * 1996-07-25 2000-03-21 Endress + Hauser Gmbh + Co. Active brazing solder for brazing alumina-ceramic parts
US5797443A (en) * 1996-09-30 1998-08-25 Amorphous Technologies International Method of casting articles of a bulk-solidifying amorphous alloy
US8382821B2 (en) 1998-12-03 2013-02-26 Medinol Ltd. Helical hybrid stent
US20040267349A1 (en) * 2003-06-27 2004-12-30 Kobi Richter Amorphous metal alloy medical devices
US20060178727A1 (en) * 1998-12-03 2006-08-10 Jacob Richter Hybrid amorphous metal alloy stent
EP1183401B1 (en) * 1999-04-30 2011-07-06 California Institute Of Technology In-situ ductile metal/bulk metallic glass matrix composites formed by chemical partitioning
WO2001042851A1 (en) * 1999-12-07 2001-06-14 Corning Incorporated Metallic glass hermetic coating for an optical fiber and method of making an optical fiber hermetically coated with metallic glass
CA2412472A1 (en) * 2000-06-09 2001-12-13 California Institute Of Technology Casting of amorphous metallic parts by hot mold quenching
JPWO2002022906A1 (ja) * 2000-09-18 2004-01-22 株式会社東北テクノアーチ 非晶質合金の高延性化方法
KR20030061401A (ko) 2000-11-14 2003-07-18 캘리포니아 인스티튜트 오브 테크놀로지 다성분 벌크형 금속 유리 형성 합금들을 확인하고,가공하고, 제조하기 위해 큰 관성체 힘들을 이용하는 장치및 방법과 그로부터 제조되는 성분들
JP4011316B2 (ja) * 2000-12-27 2007-11-21 独立行政法人科学技術振興機構 Ｃｕ基非晶質合金
US20060030439A1 (en) * 2001-01-31 2006-02-09 Philip Muller Laser welded broadhead
US6939258B2 (en) 2001-01-31 2005-09-06 Philip Muller Unitary broadhead blade unit
EP2319594A1 (en) 2001-03-07 2011-05-11 Crucible Intellectual Property, LLC Gliding boards comprising amorphous alloy
KR100874694B1 (ko) 2001-03-07 2008-12-18 리퀴드메탈 테크놀로지스 인코포레이티드 날이 예리한 커팅 공구
JP3860445B2 (ja) * 2001-04-19 2006-12-20 独立行政法人科学技術振興機構 Ｃｕ−Ｂｅ基非晶質合金
US6771490B2 (en) * 2001-06-07 2004-08-03 Liquidmetal Technologies Metal frame for electronic hardware and flat panel displays
US6623566B1 (en) * 2001-07-30 2003-09-23 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method of selection of alloy compositions for bulk metallic glasses
EP1415010B1 (en) 2001-08-02 2009-01-07 Liquidmetal Technologies, Inc. Joining of amorphous metals to other metals utilizing a cast mechanical joint
EP1461469A4 (en) * 2001-09-07 2005-09-14 Liquidmetal Technologies Inc PROCESS FOR FORMING MOLDED ARTICLES IN AMORPHOUS ALLOYS HAVING HIGH ELASTIC LIMIT
KR101471726B1 (ko) * 2001-10-03 2014-12-15 크루서블 인텔렉츄얼 프라퍼티 엘엘씨. 벌크 응고형 비정질 합금 조성물의 개선 방법 및 그 조성물로 이루어진 주조 제품
US6682611B2 (en) 2001-10-30 2004-01-27 Liquid Metal Technologies, Inc. Formation of Zr-based bulk metallic glasses from low purity materials by yttrium addition
US7017645B2 (en) * 2002-02-01 2006-03-28 Liquidmetal Technologies Thermoplastic casting of amorphous alloys
WO2003078158A1 (en) 2002-03-11 2003-09-25 Liquidmetal Technologies Encapsulated ceramic armor
KR20050027092A (ko) * 2002-05-20 2005-03-17 리퀴드메탈 테크놀로지스 인코포레이티드 벌크 고화 무정형 합금의 발포 구조물
US6805758B2 (en) * 2002-05-22 2004-10-19 Howmet Research Corporation Yttrium modified amorphous alloy
USRE45353E1 (en) 2002-07-17 2015-01-27 Crucible Intellectual Property, Llc Method of making dense composites of bulk-solidifying amorphous alloys and articles thereof
US7368022B2 (en) * 2002-07-22 2008-05-06 California Institute Of Technology Bulk amorphous refractory glasses based on the Ni-Nb-Sn ternary alloy system
AU2003254319A1 (en) 2002-08-05 2004-02-23 Liquidmetal Technologies Metallic dental prostheses made of bulk-solidifying amorphous alloys and method of making such articles
US9795712B2 (en) * 2002-08-19 2017-10-24 Crucible Intellectual Property, Llc Medical implants
WO2004030848A1 (en) * 2002-09-30 2004-04-15 Liquidmetal Technologies Investment casting of bulk-solidifying amorphous alloys
US6896750B2 (en) * 2002-10-31 2005-05-24 Howmet Corporation Tantalum modified amorphous alloy
US7500987B2 (en) * 2002-11-18 2009-03-10 Liquidmetal Technologies, Inc. Amorphous alloy stents
US7412848B2 (en) * 2002-11-22 2008-08-19 Johnson William L Jewelry made of precious a morphous metal and method of making such articles
USRE47321E1 (en) 2002-12-04 2019-03-26 California Institute Of Technology Bulk amorphous refractory glasses based on the Ni(-Cu-)-Ti(-Zr)-Al alloy system
US7896982B2 (en) * 2002-12-20 2011-03-01 Crucible Intellectual Property, Llc Bulk solidifying amorphous alloys with improved mechanical properties
US8828155B2 (en) 2002-12-20 2014-09-09 Crucible Intellectual Property, Llc Bulk solidifying amorphous alloys with improved mechanical properties
US7582172B2 (en) * 2002-12-20 2009-09-01 Jan Schroers Pt-base bulk solidifying amorphous alloys
WO2004076099A2 (en) 2003-01-17 2004-09-10 Liquidmetal Technologies Method of manufacturing amorphous metallic foam
US7520944B2 (en) * 2003-02-11 2009-04-21 Johnson William L Method of making in-situ composites comprising amorphous alloys
WO2005034590A2 (en) * 2003-02-21 2005-04-14 Liquidmetal Technologies, Inc. Composite emp shielding of bulk-solidifying amorphous alloys and method of making same
AU2003294624A1 (en) * 2003-02-26 2004-09-17 Bosch Rexroth Ag Directly controlled pressure control valve
WO2004083472A2 (en) 2003-03-18 2004-09-30 Liquidmetal Technologies, Inc. Current collector plates of bulk-solidifying amorphous alloys
USRE44426E1 (en) * 2003-04-14 2013-08-13 Crucible Intellectual Property, Llc Continuous casting of foamed bulk amorphous alloys
USRE45414E1 (en) 2003-04-14 2015-03-17 Crucible Intellectual Property, Llc Continuous casting of bulk solidifying amorphous alloys
US7090733B2 (en) * 2003-06-17 2006-08-15 The Regents Of The University Of California Metallic glasses with crystalline dispersions formed by electric currents
US9155639B2 (en) 2009-04-22 2015-10-13 Medinol Ltd. Helical hybrid stent
US9039755B2 (en) 2003-06-27 2015-05-26 Medinol Ltd. Helical hybrid stent
US7618499B2 (en) * 2003-10-01 2009-11-17 Johnson William L Fe-base in-situ composite alloys comprising amorphous phase
US7368023B2 (en) * 2004-10-12 2008-05-06 Wisconisn Alumni Research Foundation Zirconium-rich bulk metallic glass alloys
US8501087B2 (en) * 2004-10-15 2013-08-06 Crucible Intellectual Property, Llc Au-base bulk solidifying amorphous alloys
US20090114317A1 (en) * 2004-10-19 2009-05-07 Steve Collier Metallic mirrors formed from amorphous alloys
US8197615B2 (en) 2004-10-22 2012-06-12 Crucible Intellectual Property, Llc Amorphous alloy hooks and methods of making such hooks
US20060123690A1 (en) * 2004-12-14 2006-06-15 Anderson Mark C Fish hook and related methods
US7597840B2 (en) 2005-01-21 2009-10-06 California Institute Of Technology Production of amorphous metallic foam by powder consolidation
GB2439852B (en) 2005-02-17 2009-06-10 Liquidmetal Technologies Inc Antenna structures made of bulk-solidifying amorphous alloys
US20090209923A1 (en) * 2005-04-19 2009-08-20 Linderoth Soeren Disposable hypodermic needle
WO2007022267A2 (en) * 2005-08-15 2007-02-22 University Of Florida Research Foundation, Inc. Micro-molded integral non-line-of sight articles and method
US7540929B2 (en) 2006-02-24 2009-06-02 California Institute Of Technology Metallic glass alloys of palladium, copper, cobalt, and phosphorus
US20070217163A1 (en) * 2006-03-15 2007-09-20 Wilson Greatbatch Implantable medical electronic device with amorphous metallic alloy enclosure
EP2460544A1 (en) 2006-06-30 2012-06-06 Tyco Healthcare Group LP Medical Devices with Amorphous Metals and Methods Therefor
US20080005953A1 (en) * 2006-07-07 2008-01-10 Anderson Tackle Company Line guides for fishing rods
US7589266B2 (en) * 2006-08-21 2009-09-15 Zuli Holdings, Ltd. Musical instrument string
US20080155839A1 (en) * 2006-12-21 2008-07-03 Anderson Mark C Cutting tools made of an in situ composite of bulk-solidifying amorphous alloy
CN100560776C (zh) * 2007-01-12 2009-11-18 中国科学院金属研究所 非晶态合金球形粒子/非晶态合金基复合材料及制备方法
CN100560775C (zh) * 2007-01-12 2009-11-18 中国科学院金属研究所 非晶态合金球形粒子/晶态合金基复合材料及其制备方法
CN100569984C (zh) * 2007-01-12 2009-12-16 中国科学院金属研究所 晶态合金球形粒子/非晶态合金基复合材料及其制备方法
US20080209794A1 (en) * 2007-02-14 2008-09-04 Anderson Mark C Fish hook made of an in situ composite of bulk-solidifying amorphous alloy
WO2008124623A1 (en) * 2007-04-04 2008-10-16 California Institute Of Technology Process for joining materials using bulk metallic glasses
EP2137332A4 (en) * 2007-04-06 2016-08-24 California Inst Of Techn TREATMENT OF A SEMI-SOLID STATE OF MASS METALLIC GLASS MATRIX COMPOSITES
US20090056509A1 (en) * 2007-07-11 2009-03-05 Anderson Mark C Pliers made of an in situ composite of bulk-solidifying amorphous alloy
KR101165892B1 (ko) 2007-07-12 2012-07-13 애플 인크. 금속 베젤에 유리 인서트를 일체형으로 트랩하기 위한 방법 및 제조된 전자 디바이스
US20090095075A1 (en) * 2007-10-12 2009-04-16 Yevgeniy Vinshtok Sensor housing
CN101939122A (zh) * 2007-11-26 2011-01-05 耶鲁大学 吹塑块状金属玻璃的方法
EP2234964B1 (en) 2007-12-20 2016-05-04 Agfa Graphics N.V. Intermediate compounds for the preparation of meso-substituted cyanine, merocyanine and oxonole dyes.
ATE481240T1 (de) 2008-02-28 2010-10-15 Agfa Graphics Nv Verfahren zur herstellung einer lithografiedruckplatte
US8613814B2 (en) 2008-03-21 2013-12-24 California Institute Of Technology Forming of metallic glass by rapid capacitor discharge forging
US8613816B2 (en) 2008-03-21 2013-12-24 California Institute Of Technology Forming of ferromagnetic metallic glass by rapid capacitor discharge
JP5775447B2 (ja) * 2008-03-21 2015-09-09 カリフォルニア インスティテュート オブ テクノロジー 急速コンデンサ放電による金属ガラスの形成
US8613815B2 (en) 2008-03-21 2013-12-24 California Institute Of Technology Sheet forming of metallic glass by rapid capacitor discharge
ES2382371T3 (es) 2008-10-23 2012-06-07 Agfa Graphics N.V. Plancha de impresión litográfica
WO2010079020A1 (en) 2008-12-18 2010-07-15 Agfa Graphics Nv A lithographic printing plate precursor
US9539628B2 (en) 2009-03-23 2017-01-10 Apple Inc. Rapid discharge forming process for amorphous metal
CN101886232B (zh) 2009-05-14 2011-12-14 比亚迪股份有限公司 一种非晶合金基复合材料及其制备方法
US8529712B2 (en) 2009-05-19 2013-09-10 California Institute Of Technology Tough iron-based bulk metallic glass alloys
JP4783934B2 (ja) * 2009-06-10 2011-09-28 株式会社丸ヱム製作所 金属ガラス締結ねじ
CN102041461B (zh) * 2009-10-22 2012-03-07 比亚迪股份有限公司 一种锆基非晶合金及其制备方法
CN102041462B (zh) 2009-10-26 2012-05-30 比亚迪股份有限公司 一种锆基非晶合金及其制备方法
CN102154596A (zh) 2009-10-30 2011-08-17 比亚迪股份有限公司 一种锆基非晶合金及其制备方法
US9273931B2 (en) 2009-11-09 2016-03-01 Crucible Intellectual Property, Llc Amorphous alloys armor
WO2011057552A1 (en) 2009-11-11 2011-05-19 Byd Company Limited Zirconium-based amorphous alloy, preparing method and recycling method thereof
KR20110055399A (ko) * 2009-11-19 2011-05-25 한국생산기술연구원 다성분 합금계 스퍼터링 타겟 모물질 및 다기능성 복합코팅 박막 제조방법
EP2510405B1 (fr) * 2009-12-09 2016-03-30 Rolex S.A. Procede de fabrication d'un ressort pour piece d'horlogerie
KR20140092410A (ko) 2010-01-04 2014-07-23 크루서블 인텔렉츄얼 프라퍼티 엘엘씨. 비정질 합금 밀봉부 및 결합
EP2531632A2 (en) 2010-02-01 2012-12-12 Crucible Intellectual Property, LLC Nickel based thermal spray powder and coating, and method for making the same
CN102834533A (zh) 2010-02-17 2012-12-19 科卢斯博知识产权有限公司 用于非晶态合金的热塑性成型方法
CN102859024A (zh) 2010-03-19 2013-01-02 科卢斯博知识产权有限公司 铁－铬－钼基热喷涂粉末及其制造方法
BR122013009652A2 (pt) 2010-04-08 2018-08-14 California Institute Of Technology Aparelho de formação magnética para rapidamente aquecer e formar um metal amorfo usando descarga de energia elétrica na presença de um campo magnético que gera uma força eletromagnética
US9869010B2 (en) 2010-06-14 2018-01-16 Crucible Intellectual Property, Llc Tin-containing amorphous alloy
WO2012064871A2 (en) 2010-11-09 2012-05-18 California Institute Of Technology Ferromagnetic cores of amorphouse ferromagnetic metal alloys and electonic devices having the same
JP5939545B2 (ja) 2011-02-16 2016-06-22 カリフォルニア インスティチュート オブ テクノロジー 急速コンデンサ放電による金属ガラスの射出成形
WO2012162239A1 (en) 2011-05-21 2012-11-29 James Kang Material for eyewear & eyewear structure
US20150107083A1 (en) 2011-07-01 2015-04-23 Apple Inc. Heat stake joining
CN103748456B (zh) 2011-08-05 2017-02-15 科卢斯博知识产权有限公司 确定非晶质合金中的结晶性的非破坏性方法
JP2014528888A (ja) 2011-08-05 2014-10-30 クルーシブル インテレクチュアル プロパティ エルエルシーＣｒｕｃｉｂｌｅ Ｉｎｔｅｌｌｅｃｔｕａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｙ Ｌｌｃ るつぼ材料
US8936664B2 (en) 2011-08-05 2015-01-20 Crucible Intellectual Property, Llc Crucible materials for alloy melting
US8459331B2 (en) 2011-08-08 2013-06-11 Crucible Intellectual Property, Llc Vacuum mold
US8858868B2 (en) 2011-08-12 2014-10-14 Crucible Intellectual Property, Llc Temperature regulated vessel
US10280493B2 (en) 2011-08-12 2019-05-07 Cornerstone Intellectual Property, Llc Foldable display structures
JP5934366B2 (ja) 2011-09-16 2016-06-15 クルーシブル インテレクチュアル プロパティ エルエルシーＣｒｕｃｉｂｌｅ Ｉｎｔｅｌｌｅｃｔｕａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｙ Ｌｌｃ バルク凝固アモルファス合金とアモルファス合金を含有する複合材料の成形及び分離
CN103814143A (zh) 2011-09-19 2014-05-21 科卢斯博知识产权有限公司 用于鉴别和纹理化的纳米复制和微米复制
US9955533B2 (en) 2011-09-20 2018-04-24 Crucible Intellectual Property, LLC. Induction shield and its method of use in a system
CN103987871A (zh) 2011-09-29 2014-08-13 科卢斯博知识产权有限公司 辐射屏蔽结构
WO2013048429A1 (en) 2011-09-30 2013-04-04 Crucible Intellectual Property Llc Injection molding of amorphous alloy using an injection molding system
US9945017B2 (en) 2011-09-30 2018-04-17 Crucible Intellectual Property, Llc Tamper resistant amorphous alloy joining
WO2013055365A1 (en) 2011-10-14 2013-04-18 Crucible Intellectual Property Llc Containment gate for inline temperature control melting
US10433463B2 (en) 2011-10-20 2019-10-01 Crucible Intellectual Property, Llc Bulk amorphous alloy heat sink
WO2013058765A1 (en) 2011-10-21 2013-04-25 Apple Inc. Joining bulk metallic glass sheets using pressurized fluid forming
WO2013070240A1 (en) 2011-11-11 2013-05-16 Crucible Intellectual Property, Llc Dual plunger rod for controlled transport in an injection molding system
US9302320B2 (en) 2011-11-11 2016-04-05 Apple Inc. Melt-containment plunger tip for horizontal metal die casting
WO2013070233A1 (en) 2011-11-11 2013-05-16 Crucible Intellectual Property Llc Ingot loading mechanism for injection molding machine
WO2013077840A1 (en) 2011-11-21 2013-05-30 Crucible Intellectual Property, Llc Alloying technique for fe-based bulk amorphous alloy
CN104540618B (zh) 2012-01-23 2018-05-15 苹果公司 舟皿和线圈设计
US20130224676A1 (en) 2012-02-27 2013-08-29 Ormco Corporation Metallic glass orthodontic appliances and methods for their manufacture
WO2013141866A1 (en) 2012-03-22 2013-09-26 Crucible Intellectual Property Llc Methods and systems for skull trapping
JP2015517026A (ja) 2012-03-23 2015-06-18 アップル インコーポレイテッド アモルファス合金粉末原料の加工プロセス
CN107518532A (zh) 2012-03-23 2017-12-29 科卢斯博知识产权有限公司 块体无定形合金紧固件
CN104582877A (zh) 2012-03-23 2015-04-29 苹果公司 无定形合金铸块的连续无模制造
US9994932B2 (en) 2012-03-23 2018-06-12 Apple Inc. Amorphous alloy roll forming of feedstock or component part
WO2013154581A1 (en) 2012-04-13 2013-10-17 Crucible Intellectual Property Llc Material containing vessels for melting material
US9457399B2 (en) 2012-04-16 2016-10-04 Apple Inc. Injection molding and casting of materials using a vertical injection molding system
WO2013162501A1 (en) 2012-04-23 2013-10-31 Apple Inc. Non-destructive determination of volumetric crystallinity of bulk amorphous alloy
WO2013162504A2 (en) 2012-04-23 2013-10-31 Apple Inc. Methods and systems for forming a glass insert in an amorphous metal alloy bezel
US20150300993A1 (en) 2012-04-24 2015-10-22 Christopher D. Prest Ultrasonic inspection
US20160237537A1 (en) 2012-04-25 2016-08-18 Crucible Intellectual Property, Llc Articles containing shape retaining wire therein
US20150124401A1 (en) 2012-05-04 2015-05-07 Christopher D. Prest Consumer electronics port having bulk amorphous alloy core and a ductile cladding
US20150298207A1 (en) 2012-05-04 2015-10-22 Apple Inc. Inductive coil designs for the melting and movement of amorphous metals
US9056353B2 (en) 2012-05-15 2015-06-16 Apple Inc. Manipulating surface topology of BMG feedstock
US8485245B1 (en) 2012-05-16 2013-07-16 Crucible Intellectual Property, Llc Bulk amorphous alloy sheet forming processes
US9302319B2 (en) 2012-05-16 2016-04-05 Apple Inc. Bulk metallic glass feedstock with a dissimilar sheath
US9375788B2 (en) 2012-05-16 2016-06-28 Apple Inc. Amorphous alloy component or feedstock and methods of making the same
US9044805B2 (en) 2012-05-16 2015-06-02 Apple Inc. Layer-by-layer construction with bulk metallic glasses
US8961091B2 (en) 2012-06-18 2015-02-24 Apple Inc. Fastener made of bulk amorphous alloy
US10066276B2 (en) * 2012-06-25 2018-09-04 Crucible Intellectual Property, Llc High thermal stability bulk metallic glass in the Zr—Nb—Cu—Ni—Al system
US9033024B2 (en) 2012-07-03 2015-05-19 Apple Inc. Insert molding of bulk amorphous alloy into open cell foam
US9027630B2 (en) 2012-07-03 2015-05-12 Apple Inc. Insert casting or tack welding of machinable metal in bulk amorphous alloy part and post machining the machinable metal insert
US20140007985A1 (en) * 2012-07-03 2014-01-09 Christopher D. Prest Indirect process condition monitoring
US9587296B2 (en) 2012-07-03 2017-03-07 Apple Inc. Movable joint through insert
US9279733B2 (en) 2012-07-03 2016-03-08 Apple Inc. Bulk amorphous alloy pressure sensor
US9771642B2 (en) 2012-07-04 2017-09-26 Apple Inc. BMG parts having greater than critical casting thickness and method for making the same
US9103009B2 (en) 2012-07-04 2015-08-11 Apple Inc. Method of using core shell pre-alloy structure to make alloys in a controlled manner
US9909201B2 (en) 2012-07-04 2018-03-06 Apple Inc. Consumer electronics machined housing using coating that exhibit metamorphic transformation
US8829437B2 (en) 2012-07-04 2014-09-09 Apple Inc. Method for quantifying amorphous content in bulk metallic glass parts using thermal emissivity
US9963769B2 (en) 2012-07-05 2018-05-08 Apple Inc. Selective crystallization of bulk amorphous alloy
US9430102B2 (en) 2012-07-05 2016-08-30 Apple Touch interface using patterned bulk amorphous alloy
US9314839B2 (en) 2012-07-05 2016-04-19 Apple Inc. Cast core insert out of etchable material
US9004151B2 (en) 2012-09-27 2015-04-14 Apple Inc. Temperature regulated melt crucible for cold chamber die casting
US8833432B2 (en) 2012-09-27 2014-09-16 Apple Inc. Injection compression molding of amorphous alloys
US8701742B2 (en) 2012-09-27 2014-04-22 Apple Inc. Counter-gravity casting of hollow shapes
US8826968B2 (en) 2012-09-27 2014-09-09 Apple Inc. Cold chamber die casting with melt crucible under vacuum environment
US8813816B2 (en) 2012-09-27 2014-08-26 Apple Inc. Methods of melting and introducing amorphous alloy feedstock for casting or processing
US8813817B2 (en) 2012-09-28 2014-08-26 Apple Inc. Cold chamber die casting of amorphous alloys using cold crucible induction melting techniques
US8813814B2 (en) 2012-09-28 2014-08-26 Apple Inc. Optimized multi-stage inductive melting of amorphous alloys
US9725796B2 (en) 2012-09-28 2017-08-08 Apple Inc. Coating of bulk metallic glass (BMG) articles
US8813813B2 (en) 2012-09-28 2014-08-26 Apple Inc. Continuous amorphous feedstock skull melting
US10197335B2 (en) 2012-10-15 2019-02-05 Apple Inc. Inline melt control via RF power
CN102912260B (zh) * 2012-10-19 2014-11-05 南京理工大学 内生金属间化合物金属玻璃复合材料及其制备方法
CN102888572B (zh) * 2012-10-19 2014-01-08 南京理工大学 锆基金属玻璃多相复合材料及其制备方法
JP5819913B2 (ja) 2012-11-15 2015-11-24 グラッシメタル テクノロジー インコーポレイテッド 金属ガラスの自動急速放電形成
CN103911563B (zh) 2012-12-31 2017-06-06 比亚迪股份有限公司 锆基非晶合金及其制备方法
JP2016508546A (ja) 2013-01-29 2016-03-22 グラッシメタル テクノロジー インコーポレイテッド 高靭性および高剛性を有するバルク金属ガラスからのゴルフクラブ製造
WO2014145747A1 (en) 2013-03-15 2014-09-18 Glassimetal Technology, Inc. Methods for shaping high aspect ratio articles from metallic glass alloys using rapid capacitive discharge and metallic glass feedstock for use in such methods
US20140261898A1 (en) 2013-03-15 2014-09-18 Apple Inc. Bulk metallic glasses with low concentration of beryllium
US9925583B2 (en) 2013-07-11 2018-03-27 Crucible Intellectual Property, Llc Manifold collar for distributing fluid through a cold crucible
US9445459B2 (en) 2013-07-11 2016-09-13 Crucible Intellectual Property, Llc Slotted shot sleeve for induction melting of material
US9499891B2 (en) 2013-08-23 2016-11-22 Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG Zirconium-based alloy metallic glass and method for forming a zirconium-based alloy metallic glass
CN104419879B (zh) * 2013-09-06 2016-09-21 南京理工大学 一种具有抗氧化性能且宽过冷液相区的锆基非晶合金
US10273568B2 (en) 2013-09-30 2019-04-30 Glassimetal Technology, Inc. Cellulosic and synthetic polymeric feedstock barrel for use in rapid discharge forming of metallic glasses
CN104630661B (zh) 2013-10-03 2017-04-26 格拉斯金属技术股份有限公司 用于金属玻璃的快速放电形成的涂覆有绝缘膜的进料桶
US10065396B2 (en) 2014-01-22 2018-09-04 Crucible Intellectual Property, Llc Amorphous metal overmolding
US9970079B2 (en) 2014-04-18 2018-05-15 Apple Inc. Methods for constructing parts using metallic glass alloys, and metallic glass alloy materials for use therewith
US10161025B2 (en) 2014-04-30 2018-12-25 Apple Inc. Methods for constructing parts with improved properties using metallic glass alloys
US10056541B2 (en) 2014-04-30 2018-08-21 Apple Inc. Metallic glass meshes, actuators, sensors, and methods for constructing the same
US9849504B2 (en) 2014-04-30 2017-12-26 Apple Inc. Metallic glass parts including core and shell
US10029304B2 (en) 2014-06-18 2018-07-24 Glassimetal Technology, Inc. Rapid discharge heating and forming of metallic glasses using separate heating and forming feedstock chambers
US10022779B2 (en) 2014-07-08 2018-07-17 Glassimetal Technology, Inc. Mechanically tuned rapid discharge forming of metallic glasses
US10000837B2 (en) 2014-07-28 2018-06-19 Apple Inc. Methods and apparatus for forming bulk metallic glass parts using an amorphous coated mold to reduce crystallization
US9873151B2 (en) 2014-09-26 2018-01-23 Crucible Intellectual Property, Llc Horizontal skull melt shot sleeve
US10968547B2 (en) 2015-09-30 2021-04-06 Crucible Intellectual Property, Llc Bulk metallic glass sheets and parts made therefrom
EP3170579A1 (fr) * 2015-11-18 2017-05-24 The Swatch Group Research and Development Ltd. Procédé de fabrication d'une pièce en métal amorphe
US10682694B2 (en) 2016-01-14 2020-06-16 Glassimetal Technology, Inc. Feedback-assisted rapid discharge heating and forming of metallic glasses
US10632529B2 (en) 2016-09-06 2020-04-28 Glassimetal Technology, Inc. Durable electrodes for rapid discharge heating and forming of metallic glasses
CN106906430B (zh) * 2017-04-25 2019-02-26 湖南理工学院 一种Cu70Zr20Ti10/Cu/Ni-P非晶合金复合粉末及其制备工艺
DE102018101453A1 (de) * 2018-01-23 2019-07-25 Borgwarner Ludwigsburg Gmbh Heizvorrichtung und Verfahren zum Herstellung eines Heizstabes
SG10201805971SA (en) * 2018-07-11 2020-02-27 Attometal Tech Pte Ltd Iron-based amorphous alloy powder
US11371108B2 (en) 2019-02-14 2022-06-28 Glassimetal Technology, Inc. Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability
CN110205566B (zh) * 2019-06-19 2021-07-23 中国科学院金属研究所 一种添加Al提高相变型Ti基非晶复合材料强度的方法
CN114672745B (zh) * 2022-03-24 2023-03-10 松山湖材料实验室 一种钛基非晶复合材料及其制备方法和应用
CN115247243B (zh) * 2022-08-24 2023-06-27 盘星新型合金材料(常州)有限公司 含Hf的轻质大尺寸块体非晶合金及其制备方法、应用

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3989517A (en) * 1974-10-30 1976-11-02 Allied Chemical Corporation Titanium-beryllium base amorphous alloys
US4050931A (en) * 1975-08-13 1977-09-27 Allied Chemical Corporation Amorphous metal alloys in the beryllium-titanium-zirconium system
US4032198A (en) * 1976-01-05 1977-06-28 Teledyne Industries, Inc. Bearing assembly with lubrication and cooling means
US4064757A (en) * 1976-10-18 1977-12-27 Allied Chemical Corporation Glassy metal alloy temperature sensing elements for resistance thermometers
US4116687A (en) * 1976-12-13 1978-09-26 Allied Chemical Corporation Glassy superconducting metal alloys in the beryllium-niobium-zirconium system
US4135924A (en) * 1977-08-09 1979-01-23 Allied Chemical Corporation Filaments of zirconium-copper glassy alloys containing transition metal elements
US4113478A (en) * 1977-08-09 1978-09-12 Allied Chemical Corporation Zirconium alloys containing transition metal elements
US4126449A (en) * 1977-08-09 1978-11-21 Allied Chemical Corporation Zirconium-titanium alloys containing transition metal elements
CH671534A5 (ru) * 1986-03-14 1989-09-15 Escher Wyss Ag
WO1988002106A1 (en) 1986-09-08 1988-03-24 Commonwealth Scientific And Industrial Research Or Stable metal-sheathed thermocouple cable
EP0524703B1 (en) * 1987-06-18 1996-08-21 Sumitomo Rubber Industries Limited Apparatus for forming a band of a radial tyre
JPS6447831A (en) * 1987-08-12 1989-02-22 Takeshi Masumoto High strength and heat resistant aluminum-based alloy and its production
DE3741290C2 (de) * 1987-12-05 1993-09-30 Geesthacht Gkss Forschung Anwendung eines Verfahrens zur Behandlung von glasartigen Legierungen
JPH0621326B2 (ja) * 1988-04-28 1994-03-23 健 増本 高力、耐熱性アルミニウム基合金
NZ230311A (en) * 1988-09-05 1990-09-26 Masumoto Tsuyoshi High strength magnesium based alloy
JPH07122120B2 (ja) * 1989-11-17 1995-12-25 健 増本 加工性に優れた非晶質合金
EP0503880B1 (en) * 1991-03-14 1997-10-01 Tsuyoshi Masumoto Amorphous magnesium alloy and method for producing the same
JP2992602B2 (ja) * 1991-05-15 1999-12-20 健 増本 高強度合金線の製造法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2596696C1 (ru) * 2015-06-26 2016-09-10 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Материал на основе объемных металлических стекол на основе циркония и способ его получения в условиях низкого вакуума
RU2792867C2 (ru) * 2018-07-19 2023-03-28 Тициана ВИНЬИ Персональное экранирующее устройство

Also Published As

Publication number Publication date
AU675133B2 (en) 1997-01-23
CN1122148A (zh) 1996-05-08
AU6628794A (en) 1994-10-24
WO1994023078A1 (en) 1994-10-13
EP0693136A4 (en) 1996-06-26
JPH08508545A (ja) 1996-09-10
US5368659A (en) 1994-11-29
SG43309A1 (en) 1997-10-17
EP0693136A1 (en) 1996-01-24
KR100313348B1 (ko) 2001-12-28
EP0693136B1 (en) 2000-07-12
DE69425251T2 (de) 2000-11-23
JP4128614B2 (ja) 2008-07-30
KR960702010A (ko) 1996-03-28
DE69425251D1 (de) 2000-08-17
CN1043059C (zh) 1999-04-21
CA2159618A1 (en) 1994-10-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2121011C1 (ru) Металлическое стекло и способ получения металлического стекла
US5288344A (en) Berylllium bearing amorphous metallic alloys formed by low cooling rates
US5618359A (en) Metallic glass alloys of Zr, Ti, Cu and Ni
KR920004680B1 (ko) 높은 강도, 내열성 알루미늄-기재합금
US4182628A (en) Partially amorphous silver-copper-indium brazing foil
US7582172B2 (en) Pt-base bulk solidifying amorphous alloys
JPH0637696B2 (ja) 高力、耐熱性アルミニウム基合金材の製造方法
Louzguine et al. Electronegativity of the constituent rare-earth metals as a factor stabilizing the supercooled liquid region in Al-based metallic glasses
JP2000129378A (ja) 高強度・高靭性Ｚｒ系非晶質合金
JPH0336243A (ja) 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金
JPH08333660A (ja) Ｆｅ系金属ガラス合金
EP0540055B1 (en) High-strength and high-toughness aluminum-based alloy
JP4515548B2 (ja) バルク状非晶質合金およびこれを用いた高強度部材
JP3916332B2 (ja) 高耐食性Ｚｒ系非晶質合金
Dutkiewicz et al. Search for metallic glasses at eutectic compositions in the Ag-Cu-Ge, Ag-Cu-Sb and Ag-Cu-Sb-Ge systems
Zhang et al. Bulk glassy alloys with low liquidus temperature in Pt-Cu-P system
US8163109B1 (en) High-density hafnium-based metallic glass alloys that include six or more elements
JP2002332532A (ja) 高降伏応力Ｚｒ系非晶質合金
CN1188540C (zh) 低密度块状金属玻璃
WO1999049095A1 (fr) Alliage amorphe a base de titane
JPH07173556A (ja) 高力銅合金
EP0540054B1 (en) High-strength and high-toughness aluminum-based alloy
JP2000345309A (ja) 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基非晶質合金
JPH07252561A (ja) Ｔｉ−Ｚｒ系合金
KR100619232B1 (ko) 다원계로 구성된 니켈기 벌크 비정질 합금조성