JPH1171660A - 高強度非晶質合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度非晶質合金およびその製造方法Info
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- JPH1171660A JPH1171660A JP9247522A JP24752297A JPH1171660A JP H1171660 A JPH1171660 A JP H1171660A JP 9247522 A JP9247522 A JP 9247522A JP 24752297 A JP24752297 A JP 24752297A JP H1171660 A JPH1171660 A JP H1171660A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
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- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 硬度、強度、延性、加工性に優れ、高耐
食性を有する優れた非晶質合金を提供する。 【解決手段】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：Ｚｒ、Ｈｆの１種又は２種、Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｍｎの少なくとも１種、Ｔ：元素Ｘ、Ｍ、Ａ
ｌの少なくとも１種以上と正の混合エンタルピーを有す
る元素、原子％で２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜
ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示され、少なくとも非晶質
相を有する組織からなる高強度非晶質合金および、該合
金をＴｘ1からＴｘ2までの温度領域で加熱処理し、非晶
質相を非晶質相と微細結晶質相とからなる混相に分解し
た組織とする方法である。
食性を有する優れた非晶質合金を提供する。 【解決手段】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：Ｚｒ、Ｈｆの１種又は２種、Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｍｎの少なくとも１種、Ｔ：元素Ｘ、Ｍ、Ａ
ｌの少なくとも１種以上と正の混合エンタルピーを有す
る元素、原子％で２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜
ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示され、少なくとも非晶質
相を有する組織からなる高強度非晶質合金および、該合
金をＴｘ1からＴｘ2までの温度領域で加熱処理し、非晶
質相を非晶質相と微細結晶質相とからなる混相に分解し
た組織とする方法である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、硬度及び強度が高
く、延性に優れ、高耐食性を有し、かつ加工性に優れた
非晶質合金およびその製造方法に関するものである。
く、延性に優れ、高耐食性を有し、かつ加工性に優れた
非晶質合金およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来のＺｒ基合金では、ある特定された
合金組成において結晶化の前でガラス遷移が見られ、広
い過冷却液体領域を有しており、大きいアモルファス形
成能を示す。これらの合金は、大きなアモルファス形成
能を有しているために、液体急冷法などのような大きな
冷却速度が得られる方法ではもちろんのこと、Ｃｕ鋳型
鋳造などのような冷却速度の遅い普通鋳造法によってで
もアモルファス化し、ねばいバルクアモルファスを作製
することができる。しかし、例えば液体急冷法によって
作製したねばい急冷薄帯を結晶化温度前後の温度で加熱
し、結晶を析出させた場合には、ねばさが劣化し、１８
０°密着曲げはできにくくなる。又、Ｃｕ鋳型鋳造法で
はある冷却速度以上で冷却した場合には、良好なアモル
ファスバルクが作製できるが、冷却速度を遅くして、結
晶を析出させた場合にはねばさが劣化する。
合金組成において結晶化の前でガラス遷移が見られ、広
い過冷却液体領域を有しており、大きいアモルファス形
成能を示す。これらの合金は、大きなアモルファス形成
能を有しているために、液体急冷法などのような大きな
冷却速度が得られる方法ではもちろんのこと、Ｃｕ鋳型
鋳造などのような冷却速度の遅い普通鋳造法によってで
もアモルファス化し、ねばいバルクアモルファスを作製
することができる。しかし、例えば液体急冷法によって
作製したねばい急冷薄帯を結晶化温度前後の温度で加熱
し、結晶を析出させた場合には、ねばさが劣化し、１８
０°密着曲げはできにくくなる。又、Ｃｕ鋳型鋳造法で
はある冷却速度以上で冷却した場合には、良好なアモル
ファスバルクが作製できるが、冷却速度を遅くして、結
晶を析出させた場合にはねばさが劣化する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は作製したねば
い急冷薄帯やバルク材を熱処理を施して結晶を析出させ
た場合、又、金型鋳造法で冷却速度を遅くして結晶を析
出させた場合には、いずれもねばさが劣化する問題点を
解決し、高強度な非晶質合金を得るものである。
い急冷薄帯やバルク材を熱処理を施して結晶を析出させ
た場合、又、金型鋳造法で冷却速度を遅くして結晶を析
出させた場合には、いずれもねばさが劣化する問題点を
解決し、高強度な非晶質合金を得るものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、一般式：Ｘａ
ＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ば
れる１種又は２種の元素、Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ
およびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｔ：前
記元素Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくとも１種以上と正の混合エ
ンタルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子パーセ
ントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３
５、０＜ｄ≦１５）で示され、少なくとも非晶質相を有
する組織からなる高強度非晶質合金である。
ＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ば
れる１種又は２種の元素、Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ
およびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｔ：前
記元素Ｘ、Ｍ、Ａｌの少なくとも１種以上と正の混合エ
ンタルピーを有する元素、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子パーセ
ントで、２５≦ａ≦８５、５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３
５、０＜ｄ≦１５）で示され、少なくとも非晶質相を有
する組織からなる高強度非晶質合金である。
【０００５】上記Ｔ元素の中、最も有効なものはＡｇで
ある。このようなＴ元素を添加することにより、作製さ
れるアモルファス合金の構成元素の結合に変化を生じさ
せ、ねばさの劣化がなく高強度にする。又、本発明合金
は組織が非晶質相と微細結晶質相との混相である。組織
を混相とすることにより、機械的強度や延性が優れたも
のとなる。延性の点を特に考慮した場合、非晶質相が少
なくとも体積率で５０％以上であることが好ましい。
ある。このようなＴ元素を添加することにより、作製さ
れるアモルファス合金の構成元素の結合に変化を生じさ
せ、ねばさの劣化がなく高強度にする。又、本発明合金
は組織が非晶質相と微細結晶質相との混相である。組織
を混相とすることにより、機械的強度や延性が優れたも
のとなる。延性の点を特に考慮した場合、非晶質相が少
なくとも体積率で５０％以上であることが好ましい。
【０００６】又、本発明は、上記一般式で示される組成
を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質合金を作製
し、これをこの合金の第１発熱反応の開始温度（Ｔ
ｘ1：結晶化温度）から第２発熱反応の開始温度（Ｔ
ｘ2）までの温度領域で加熱処理し、非晶質相を非晶質
相と微細結晶質相とからなる混相に分解した組織とする
ことを特徴とする高強度非晶質合金の製造方法である。
を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質合金を作製
し、これをこの合金の第１発熱反応の開始温度（Ｔ
ｘ1：結晶化温度）から第２発熱反応の開始温度（Ｔ
ｘ2）までの温度領域で加熱処理し、非晶質相を非晶質
相と微細結晶質相とからなる混相に分解した組織とする
ことを特徴とする高強度非晶質合金の製造方法である。
【０００７】上記非晶質合金の作製は、上記組成を有す
る合金の溶湯を液体急冷法、例えば単ロール法、双ロー
ル法、回転液中紡糸法、高圧ガス噴霧法、スプレー法に
よって急冷し、又はスパッタリングによる急冷あるいは
金型鋳造法により徐冷して得られる。
る合金の溶湯を液体急冷法、例えば単ロール法、双ロー
ル法、回転液中紡糸法、高圧ガス噴霧法、スプレー法に
よって急冷し、又はスパッタリングによる急冷あるいは
金型鋳造法により徐冷して得られる。
【０００８】こうして得られた非晶質合金を加熱処理す
るが、加熱処理がＴｘ1未満とした場合は、本発明に有
用な化合物の析出が難しいとともに、析出に際し、非常
に時間を要するため実用的でない。又、Ｔｘ2を越えた
場合、１分以内の短時間においても結晶化が進み、非晶
質相に結晶質相が均一に微細分散してなる組織が得難く
なるためである。
るが、加熱処理がＴｘ1未満とした場合は、本発明に有
用な化合物の析出が難しいとともに、析出に際し、非常
に時間を要するため実用的でない。又、Ｔｘ2を越えた
場合、１分以内の短時間においても結晶化が進み、非晶
質相に結晶質相が均一に微細分散してなる組織が得難く
なるためである。
【０００９】加熱時間は１〜６０分が良い。１分未満の
場合、Ｔｘ2近傍の温度でも加熱処理による効果が期待
できないとともに、６０分を越えた場合、上述と同様
に、Ｔｘ1近傍の温度でも結晶質相が粗大化され易く、
Ｔｘ2近傍の温度では結晶質相が粗大化され、併せて材
料が脆化するため好ましくない。
場合、Ｔｘ2近傍の温度でも加熱処理による効果が期待
できないとともに、６０分を越えた場合、上述と同様
に、Ｔｘ1近傍の温度でも結晶質相が粗大化され易く、
Ｔｘ2近傍の温度では結晶質相が粗大化され、併せて材
料が脆化するため好ましくない。
【００１０】加熱処理に先立って、非晶質合金組成の過
冷却液体域の粘性流動を利用して種々の形状に変形・成
形加工することにより、任意形状の高強度な合金材料を
製造することができる。
冷却液体域の粘性流動を利用して種々の形状に変形・成
形加工することにより、任意形状の高強度な合金材料を
製造することができる。
【００１１】
例１ Ｚｒ65Ａｌ7.5Ｎｉ10Ｃｕ17.5-xＡｇx（ｘ＝０、５、１
０）（添字は原子％）の組成からなる母合金をアーク溶
解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロール式液体急冷
装置（メルトスピニング装置）によって薄帯（厚さ：２
０μｍ、幅１．５ｍｍ）を製造した。その際のロールは
直径２００ｍｍの銅製、回転数は４０００ｒｐｍ、雰囲
気は１０-3ｔｏｒｒ以下のＡｒである。ｘ＝５、１０が
本発明の実施例、ｘ＝０が比較例である。得られた非晶
質単相合金薄帯について示差走査熱分析装置（ＤＳＣ）
により、０．６７ｋ／ｓの昇温速度で分析を行った。
０）（添字は原子％）の組成からなる母合金をアーク溶
解炉で溶製し、一般的に用いられる単ロール式液体急冷
装置（メルトスピニング装置）によって薄帯（厚さ：２
０μｍ、幅１．５ｍｍ）を製造した。その際のロールは
直径２００ｍｍの銅製、回転数は４０００ｒｐｍ、雰囲
気は１０-3ｔｏｒｒ以下のＡｒである。ｘ＝５、１０が
本発明の実施例、ｘ＝０が比較例である。得られた非晶
質単相合金薄帯について示差走査熱分析装置（ＤＳＣ）
により、０．６７ｋ／ｓの昇温速度で分析を行った。
【００１２】ガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化温度（Ｔ
ｘ）は図示される通りである。なお、過冷却液体領域
（△Ｔ）は、ガラス遷移温度（Ｔｇ）と結晶化温度（Ｔ
ｘ）との間の領域であり、過冷却液体領域の温度幅（△
Ｔ）は、△Ｔ＝Ｔｘ−Ｔｇによって求められる。
ｘ）は図示される通りである。なお、過冷却液体領域
（△Ｔ）は、ガラス遷移温度（Ｔｇ）と結晶化温度（Ｔ
ｘ）との間の領域であり、過冷却液体領域の温度幅（△
Ｔ）は、△Ｔ＝Ｔｘ−Ｔｇによって求められる。
【００１３】本発明におけるＴｇとＴｘとの取り方につ
いて説明すると、示差走査熱量分析曲線上で吸熱反応が
起こる部分で、その曲線の立ち上がり部と基線の外挿が
交わる点での温度をＴｇとし、逆に発熱反応が起こる部
分で、上記と同様にして得られた温度をＴｘとして設定
している。
いて説明すると、示差走査熱量分析曲線上で吸熱反応が
起こる部分で、その曲線の立ち上がり部と基線の外挿が
交わる点での温度をＴｇとし、逆に発熱反応が起こる部
分で、上記と同様にして得られた温度をＴｘとして設定
している。
【００１４】図１より、本発明の合金は比較例の合金に
比べて過冷却液体領域が狭くなっている。比較例は△Ｔ
＝１１１Ｋであり、実施例は６３Ｋである。このことよ
り、Ｔ元素のＡｇを添加することにより過冷却液体領域
が小さくなることが分かる。又、図１から明らかなよう
に、本発明の合金は発熱ピークを２つ持っていることが
分かる。以下、第１の発熱ピークの上述の取り方に基づ
く温度をＴｘ1、第２発熱ピークの上述の取り方に基づ
く温度をＴｘ2とする。比較例に示されるＴｘはここで
はＴｘ1に該当する。
比べて過冷却液体領域が狭くなっている。比較例は△Ｔ
＝１１１Ｋであり、実施例は６３Ｋである。このことよ
り、Ｔ元素のＡｇを添加することにより過冷却液体領域
が小さくなることが分かる。又、図１から明らかなよう
に、本発明の合金は発熱ピークを２つ持っていることが
分かる。以下、第１の発熱ピークの上述の取り方に基づ
く温度をＴｘ1、第２発熱ピークの上述の取り方に基づ
く温度をＴｘ2とする。比較例に示されるＴｘはここで
はＴｘ1に該当する。
【００１５】ＤＳＣのデータよりＡｇの添加に伴いＴｇ
が上昇し、逆にＴｘは低下する。これに伴って△Ｔが狭
くなっている。又、逆に発熱ピークが２つでき、Ａｇ添
加量の増加とともにこの間の領域が広くなっていること
が分かる。
が上昇し、逆にＴｘは低下する。これに伴って△Ｔが狭
くなっている。又、逆に発熱ピークが２つでき、Ａｇ添
加量の増加とともにこの間の領域が広くなっていること
が分かる。
【００１６】例２ Ｚｒ65Ａｌ7.5Ｎｉ10Ｃｕ17.5-xＡｇx（ｘ＝０、５、１
０）（添字は原子％）の組成からなる母合金を高周波溶
解炉によってＡｒ雰囲気中にて溶製し、次いで真空中に
て銅製鋳型に噴出ガス圧にて鋳込み、直径３、４、５ｍ
ｍ、長さ５０ｍｍの丸棒を製造した。鋳込みの際の母合
金の温度は１５２０Ｋ、噴出ガス圧は０．０２ＭＰａに
て行った。
０）（添字は原子％）の組成からなる母合金を高周波溶
解炉によってＡｒ雰囲気中にて溶製し、次いで真空中に
て銅製鋳型に噴出ガス圧にて鋳込み、直径３、４、５ｍ
ｍ、長さ５０ｍｍの丸棒を製造した。鋳込みの際の母合
金の温度は１５２０Ｋ、噴出ガス圧は０．０２ＭＰａに
て行った。
【００１７】ｘ＝５の組成の合金より得られた直径３、
４、５ｍｍの丸棒について、Ｘ線回折によりその組織構
造を調べた結果を図２に示す。いずれの試料も非晶質合
金特有のブロードな回折パターンを示しており、非晶質
単相からなる合金であることが分かる。
４、５ｍｍの丸棒について、Ｘ線回折によりその組織構
造を調べた結果を図２に示す。いずれの試料も非晶質合
金特有のブロードな回折パターンを示しており、非晶質
単相からなる合金であることが分かる。
【００１８】母合金についてＤＴＡによる測定を行っ
た。測定は融点（Ｔｍ）近傍にて行った。結果を図３に
示す。図３より本発明の合金（Ａｇ５、Ａｇ１０）の融
点が比較例（Ａｇ０）に比べてかなり低いことが分か
り、Ａｇの添加により融点（Ｔｍ）が低くなったことが
分かる。又、前述の図１のＤＳＣの測定結果と合わせて
考慮すると、材料が持つガラス（非晶質）形成能を評価
するＴｇ／Ｔｍが比較例が０．５７に対し、本発明の実
施例では０．６０と大きくなっており、Ａｇ添加により
ガラス（非晶質）形成能が向上していることが分かる。
た。測定は融点（Ｔｍ）近傍にて行った。結果を図３に
示す。図３より本発明の合金（Ａｇ５、Ａｇ１０）の融
点が比較例（Ａｇ０）に比べてかなり低いことが分か
り、Ａｇの添加により融点（Ｔｍ）が低くなったことが
分かる。又、前述の図１のＤＳＣの測定結果と合わせて
考慮すると、材料が持つガラス（非晶質）形成能を評価
するＴｇ／Ｔｍが比較例が０．５７に対し、本発明の実
施例では０．６０と大きくなっており、Ａｇ添加により
ガラス（非晶質）形成能が向上していることが分かる。
【００１９】上記例２の製造法により作製されたＡｇ５
の合金の非晶質単相、直径３ｍｍの丸棒について、図４
に示すように、７３０Ｋで２分間（試料Ｎｏ．１）、３
分間、７５０Ｋで１分間（試料Ｎｏ．２）、２分間（試
料Ｎｏ．３）加熱処理を施した。なお、加熱処理温度７
３０Ｋおよび７５０Ｋは、図１からも分かるように第１
発熱ピーク開始温度（Ｔｘ1）と第２発熱ピーク開始温
度（Ｔｘ2）との領域内の温度である。加熱処理により
非晶質相が微細な結晶質相に分解され、非晶質相と微細
結晶質相とからなる混相合金となった。その一部の組織
写真（ＴＥＭ写真）を図６に示す。又、各合金における
結晶質相の体積率は表１に示す通りである。
の合金の非晶質単相、直径３ｍｍの丸棒について、図４
に示すように、７３０Ｋで２分間（試料Ｎｏ．１）、３
分間、７５０Ｋで１分間（試料Ｎｏ．２）、２分間（試
料Ｎｏ．３）加熱処理を施した。なお、加熱処理温度７
３０Ｋおよび７５０Ｋは、図１からも分かるように第１
発熱ピーク開始温度（Ｔｘ1）と第２発熱ピーク開始温
度（Ｔｘ2）との領域内の温度である。加熱処理により
非晶質相が微細な結晶質相に分解され、非晶質相と微細
結晶質相とからなる混相合金となった。その一部の組織
写真（ＴＥＭ写真）を図６に示す。又、各合金における
結晶質相の体積率は表１に示す通りである。
【００２０】◇
【表１】
【００２１】又、図６より、試料Ｎｏ．１のものは結晶
質相の粒子サイズが２０ｎｍ、粒子間距離が３０ｎｍ、
試料Ｎｏ．２のものは結晶質相の粒子サイズが１５ｎ
ｍ、粒子間距離が２５ｎｍであることが分かり、組織写
真からも非常に小さな結晶質相である析出物（化合物）
が微細分散した組織であることが分かる。
質相の粒子サイズが２０ｎｍ、粒子間距離が３０ｎｍ、
試料Ｎｏ．２のものは結晶質相の粒子サイズが１５ｎ
ｍ、粒子間距離が２５ｎｍであることが分かり、組織写
真からも非常に小さな結晶質相である析出物（化合物）
が微細分散した組織であることが分かる。
【００２２】又、試料Ｎｏ．３と７３０Ｋで３分間の加
熱処理した試料について、Ｘ線回折を行った結果を図５
に示す。図５によれば、非晶質相中に分散する化合物は
Ｚｒ3Ａｌ2であることが分かる。
熱処理した試料について、Ｘ線回折を行った結果を図５
に示す。図５によれば、非晶質相中に分散する化合物は
Ｚｒ3Ａｌ2であることが分かる。
【００２３】さらに試料Ｎｏ．１とＮｏ．２についてＤ
ＳＣによる測定を行った。図４によれば加熱処理された
試料もＴｇ、Ｔｘを有し、過冷却液体領域を有すること
が分かると共に、第１，第２発熱ピークを有しているこ
とが分かる。
ＳＣによる測定を行った。図４によれば加熱処理された
試料もＴｇ、Ｔｘを有し、過冷却液体領域を有すること
が分かると共に、第１，第２発熱ピークを有しているこ
とが分かる。
【００２４】又、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３についてその
機械的特性を調べた結果、その硬度は表２に示すとおり
であった。
機械的特性を調べた結果、その硬度は表２に示すとおり
であった。
【００２５】◇
【表２】
【００２６】試料Ｎｏ．１と加熱処理していない材料に
ついて、引張破断強度（σｆ）を調べた。その結果、試
料Ｎｏ．１は１５２０ＭＰａ、加熱処理なしの材料は１
１５０ＭＰａであった。
ついて、引張破断強度（σｆ）を調べた。その結果、試
料Ｎｏ．１は１５２０ＭＰａ、加熱処理なしの材料は１
１５０ＭＰａであった。
【００２７】さらに試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３について優
れた延性を備え、特に試料Ｎｏ．１及びＮｏ．２は１８
０゜密着曲げが行え、特に優れた延性を備えており、結
晶質相の体積率Ｖｆが１４〜２３％で特に優れた延性を
有することが分かった。
れた延性を備え、特に試料Ｎｏ．１及びＮｏ．２は１８
０゜密着曲げが行え、特に優れた延性を備えており、結
晶質相の体積率Ｖｆが１４〜２３％で特に優れた延性を
有することが分かった。
【００２８】以上は、Ｔ元素としてＡｇを代表して選ん
で試験をしたが、本発明において解明した事実により、
他のＴ元素についても同様の結果が得られることが分か
った。
で試験をしたが、本発明において解明した事実により、
他のＴ元素についても同様の結果が得られることが分か
った。
【００２９】
【発明の効果】本発明の合金は、機械的特性に優れてい
るとともに、優れた延性を備えた材料である。又、耐食
性にも優れ、加工性にも優れている。又、本発明の製造
方法により、上記特性を備えた材料を、組織を適正に制
御して製造することが可能となる。
るとともに、優れた延性を備えた材料である。又、耐食
性にも優れ、加工性にも優れている。又、本発明の製造
方法により、上記特性を備えた材料を、組織を適正に制
御して製造することが可能となる。
【図１】本発明の実施例並びに比較例のＴｇ、Ｔｘを示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】本発明材料のＸ線回折パターンである。
【図３】本発明の実施例並びに比較例のＤＳＣ測定結果
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】同じく加熱処理をしたもののＤＳＣ測定結果を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図５】試料Ｎｏ．３及び７３０Ｋで３分間の加熱処理
したもののＸ線回折結果を示す。
したもののＸ線回折結果を示す。
【図６】実施例並びに比較例の結晶組織を示すＴＥＭ、
電子線回折写真である。
電子線回折写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ｚ (72)発明者 長浜 秀信 宮城県仙台市泉区泉中央三丁目38−５
Claims (7)
- 【請求項１】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又は２種の元素、
Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ｔ：前記元素Ｘ、Ｍ、Ａｌの少な
くとも１種以上と正の混合エンタルピーを有する元素、
ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、
５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示さ
れ、少なくとも非晶質相を有する組織からなる高強度非
晶質合金。 - 【請求項２】 Ｔ元素がＡｇである請求項１記載の高強
度非晶質合金。 - 【請求項３】 組織が非晶質相と微細結晶質相との混相
である請求項１又は請求項２記載の高強度非晶質合金。 - 【請求項４】 一般式：ＸａＭｂＡｌｃＴｄ（ただし、
Ｘ：ＺｒおよびＨｆから選ばれる１種又は２種の元素、
Ｍ：Ｎｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、ＣｏおよびＭｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、Ｔ：前記元素Ｘ、Ｍ、Ａｌの少な
くとも１種以上と正の混合エンタルピーを有する元素、
ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子パーセントで、２５≦ａ≦８５、
５≦ｂ≦７０、０＜ｃ≦３５、０＜ｄ≦１５）で示され
る組成を有し、少なくとも非晶質相を含む非晶質合金を
作製し、これを、この合金の第１発熱反応の開始温度
（Ｔｘ1：結晶化温度）から第２発熱反応の開始温度
（Ｔｘ2）までの温度領域で加熱処理し、非晶質相を非
晶質相と微細結晶質相とからなる混相に分解した組織と
することを特徴とする高強度非晶質合金の製造方法。 - 【請求項５】 加熱処理を前記温度領域で１〜６０分間
施す請求項４記載の高強度非晶質合金の製造方法。 - 【請求項６】 少なくとも非晶質を含む合金が非晶質単
相からなる合金である請求項４記載の高強度非晶質合金
の製造方法。 - 【請求項７】 非晶質合金の過冷却液体域の粘性流動を
利用して所望形状に変形・成形加工後、加熱処理する請
求項４記載の高強度非晶質合金の製造方法。
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