JPS5855557A - 鉄族系非晶質合金 - Google Patents
鉄族系非晶質合金Info
- Publication number
- JPS5855557A JPS5855557A JP15406381A JP15406381A JPS5855557A JP S5855557 A JPS5855557 A JP S5855557A JP 15406381 A JP15406381 A JP 15406381A JP 15406381 A JP15406381 A JP 15406381A JP S5855557 A JPS5855557 A JP S5855557A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- amorphous
- fine crystal
- ribbon
- crystal particles
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Granted
Links
- 239000013078 crystal Substances 0.000 title claims abstract description 29
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 10
- 239000002245 particle Substances 0.000 title abstract description 13
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 title abstract 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 17
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 55
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 55
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 abstract description 16
- 238000001816 cooling Methods 0.000 abstract description 10
- 239000005300 metallic glass Substances 0.000 abstract description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 11
- 238000009987 spinning Methods 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 3
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 3
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- QIVUCLWGARAQIO-OLIXTKCUSA-N (3s)-n-[(3s,5s,6r)-6-methyl-2-oxo-1-(2,2,2-trifluoroethyl)-5-(2,3,6-trifluorophenyl)piperidin-3-yl]-2-oxospiro[1h-pyrrolo[2,3-b]pyridine-3,6'-5,7-dihydrocyclopenta[b]pyridine]-3'-carboxamide Chemical compound C1([C@H]2[C@H](N(C(=O)[C@@H](NC(=O)C=3C=C4C[C@]5(CC4=NC=3)C3=CC=CN=C3NC5=O)C2)CC(F)(F)F)C)=C(F)C=CC(F)=C1F QIVUCLWGARAQIO-OLIXTKCUSA-N 0.000 description 2
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 238000007664 blowing Methods 0.000 description 2
- 239000000110 cooling liquid Substances 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910052752 metalloid Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 2
- 229910017709 Ni Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003267 Ni-Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003262 Ni‐Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- RZJQYRCNDBMIAG-UHFFFAOYSA-N [Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Zn].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn] Chemical class [Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Zn].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn] RZJQYRCNDBMIAG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 210000003918 fraction a Anatomy 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002738 metalloids Chemical class 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- XULSCZPZVQIMFM-IPZQJPLYSA-N odevixibat Chemical compound C12=CC(SC)=C(OCC(=O)N[C@@H](C(=O)N[C@@H](CC)C(O)=O)C=3C=CC(O)=CC=3)C=C2S(=O)(=O)NC(CCCC)(CCCC)CN1C1=CC=CC=C1 XULSCZPZVQIMFM-IPZQJPLYSA-N 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 229920003023 plastic Polymers 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000012779 reinforcing material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、非晶質単相合金に比べ、耐熱性が良好で、引
張シ強度および硬度に優れ九柵被的性質を有する鉄族系
非晶質合金に関するものであシ。
張シ強度および硬度に優れ九柵被的性質を有する鉄族系
非晶質合金に関するものであシ。
よ珈詳細ＫＩｉ、鉄族系非晶質合金母相中＜、Ｆ”ｅ＊
狙およびＣＯの微細結晶粒子を均一に分散させることに
よって、ねばさを損わすに、非晶質単相合金に比べ、よ
シ高い引張シ強度および高硬度を有し。
狙およびＣＯの微細結晶粒子を均一に分散させることに
よって、ねばさを損わすに、非晶質単相合金に比べ、よ
シ高い引張シ強度および高硬度を有し。
しかも熱的安定性の優れた性質を有する非晶質合金に関
するものである。
するものである。
従来からよく知られているように、液体急冷法。
スパッタリング法、ピストンアンビル法、スプフットク
エンチン法等の急冷操作によって得られる鉄族系非晶質
合金は、引張シ強度も優れ、硬さも高硬度のものが得ら
れるが、従来の鉄族系非晶質合金は、熱的に不安定で、
結晶化がおこる以前。
エンチン法等の急冷操作によって得られる鉄族系非晶質
合金は、引張シ強度も優れ、硬さも高硬度のものが得ら
れるが、従来の鉄族系非晶質合金は、熱的に不安定で、
結晶化がおこる以前。
又は結晶化が開始すゐと同時に脆化が生じ−、非晶質合
金の特長であるねばさが低下し、冷間加工ができないほ
どに脆くなる欠点を有している。特に非晶質合金の代表
的な金属−半金属１例えば、Ｆｅ−Ｐ−０、Ｆｅ−８ｉ
−Ｂ 、Ｆａ−Ｐ−８ｉ、Ｆｅ−Ｐ−Ｈ。
金の特長であるねばさが低下し、冷間加工ができないほ
どに脆くなる欠点を有している。特に非晶質合金の代表
的な金属−半金属１例えば、Ｆｅ−Ｐ−０、Ｆｅ−８ｉ
−Ｂ 、Ｆａ−Ｐ−８ｉ、Ｆｅ−Ｐ−Ｈ。
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−８ｉ −Ｂ 、 Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ
−、Ｐ −Ｂ 、 Ｆｅ−＠ −Ｂ −Ｍｅ （Ｍｅ
：遷移金属元素を表わす）、Ｆｅ−Ｐ −Ｃ−Ｍｅ系等
の非晶質合金は、結晶化によって結晶粒子が非晶質相に
析出する以前、又は析出すると同時に引張如強度、切断
伸度、靭性等の機械的性質が極端に低下する欠点を有し
ている。
−、Ｐ −Ｂ 、 Ｆｅ−＠ −Ｂ −Ｍｅ （Ｍｅ
：遷移金属元素を表わす）、Ｆｅ−Ｐ −Ｃ−Ｍｅ系等
の非晶質合金は、結晶化によって結晶粒子が非晶質相に
析出する以前、又は析出すると同時に引張如強度、切断
伸度、靭性等の機械的性質が極端に低下する欠点を有し
ている。
そこで本発明者らは、上述の問題を解決す為ため鋭意研
究した結果、特定の合金系を選定し、溶湯から固化する
までの冷却速度を制御すゐことによって、非晶質金属母
相中に、微細結晶粒子を杓−に、かつ、高密度に分散さ
せるととによ如、同一組成合金からなる非晶質単相合金
よりも高強度。
究した結果、特定の合金系を選定し、溶湯から固化する
までの冷却速度を制御すゐことによって、非晶質金属母
相中に、微細結晶粒子を杓−に、かつ、高密度に分散さ
せるととによ如、同一組成合金からなる非晶質単相合金
よりも高強度。
高硬度でしかも高靭性で耐熱、耐脆化性能の優れ丸性質
を有する新規な微細粒子を含有した鉄族系非晶質合金が
得られることを見い出し、本発明に到達した。
を有する新規な微細粒子を含有した鉄族系非晶質合金が
得られることを見い出し、本発明に到達した。
すなわち本発明Ｆｉ、式、 Ｘａ Ｙｂ Ｍｅ Ｚａ
（但し式中Ｘは、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｏからなる鉄族元
素より選ばれた１種又は２種以上の元素、Ｙは、Ｚｒも
しくは七の元素、又はＺｒとＨｔの元素、 Ｈｆ４ 、
Ｖ 、 Ｏｒ、Ｍｎ。
（但し式中Ｘは、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｏからなる鉄族元
素より選ばれた１種又は２種以上の元素、Ｙは、Ｚｒも
しくは七の元素、又はＺｒとＨｔの元素、 Ｈｆ４ 、
Ｖ 、 Ｏｒ、Ｍｎ。
Ｎｂ 、 ＭｏおよびＴａからなる群よシ選ばれた１種
又は２種以上の元素、Ｚけ、 Ｂ 、 Ｃ、Ｐ 、 Ｓ
ｔ＞よびＧｅから選ばれた１種又＃−ｉ２種以上の元素
、ａ、ｂ。
又は２種以上の元素、Ｚけ、 Ｂ 、 Ｃ、Ｐ 、 Ｓ
ｔ＞よびＧｅから選ばれた１種又＃−ｉ２種以上の元素
、ａ、ｂ。
０およびａｉｊそれらの和が１００になる条件下でそれ
ぞれ４５〜９５．５〜２０．０〜２５．０〜１０の原子
％を表わす）よりなり、微細結晶粒子を含有した鉄族系
非晶質合金である。
ぞれ４５〜９５．５〜２０．０〜２５．０〜１０の原子
％を表わす）よりなり、微細結晶粒子を含有した鉄族系
非晶質合金である。
次に本発明の非晶質合金にり込て説明すると。
Ｘ＃ｆ、 Ｆｅ、 ＮｉおよびＣｏから選ばれた１種又
Ｆ！２種以上の元素で、４５〜９５原子％を含有せしめ
ることが必要である。その様にすることによって。
Ｆ！２種以上の元素で、４５〜９５原子％を含有せしめ
ることが必要である。その様にすることによって。
安価で且つ機械的性質の優れた非晶質相を形成さす仁と
ができる。Ｙは、 ＺｒもしくはＨｆの元素、又はＺｒ
とＨｆの元素で、５〜２０原子％を含有せしめることが
必要である。この含有量が５原子％未満では、非晶質形
成能が低下し、含有量が２０原子％を超えると、これも
非晶質形成能が低下し、且つ、 （Ｐａ、 Ｎ１． Ｃ
ｏ） −（Ｚｒ、 Ｈｒ ）等の金属間化合物が析出し
、脆くなる６Ｍは、微細結晶粒子からなるフエフイ相夏
び非晶質相を強化させ、ねばさを失わずに更に高−強度
を得るためのＶ 、 Ｃｒ 、 Ｍｎ。
ができる。Ｙは、 ＺｒもしくはＨｆの元素、又はＺｒ
とＨｆの元素で、５〜２０原子％を含有せしめることが
必要である。この含有量が５原子％未満では、非晶質形
成能が低下し、含有量が２０原子％を超えると、これも
非晶質形成能が低下し、且つ、 （Ｐａ、 Ｎ１． Ｃ
ｏ） −（Ｚｒ、 Ｈｒ ）等の金属間化合物が析出し
、脆くなる６Ｍは、微細結晶粒子からなるフエフイ相夏
び非晶質相を強化させ、ねばさを失わずに更に高−強度
を得るためのＶ 、 Ｃｒ 、 Ｍｎ。
Ｎｂ、Ｍｏ、およびＴａからなる群よ如選ばれた１ｍ又
は２種以上の元素で、２５原子％まで含有せしめる。こ
の含有量を２５原子襲よ知多（すると、ねげさが失われ
、非常に脆く実用的合金は得られない。しかも’ｌ”ａ
、 Ｏｒは、Ｚｒの耐食性と相まって更に向上した耐
食性をも有し、Ｎｂ 、 Ｍｏ 、 Ｗにあうでは、耐
熱性をも向上する。２け、Ｇｏ、Ｃ，Ｂ、ＰおよびＳｌ
から選ばれた１種又は２１１以上の元素で１０原子９＆
まで含有せしめる。このＧｏ、ＣおよびＢは１強度およ
び硬度を高くするのに効果的であ）、ＰおよびＳｌけね
ばさおよび強度等を低下させずに、溶湯から冷却固化し
てリボンまたは細線停を製造するに際して、よ勤均−な
形状を有した合金を得るのに効果的である。しかし、添
加量を１０原子％より多くすると、非晶質形成能が高く
なるため、非晶質母相中Ｋｔｌｋ細結晶粒を均一に分散
させることが困難となふ。特に本発明の合金では。
は２種以上の元素で、２５原子％まで含有せしめる。こ
の含有量を２５原子襲よ知多（すると、ねげさが失われ
、非常に脆く実用的合金は得られない。しかも’ｌ”ａ
、 Ｏｒは、Ｚｒの耐食性と相まって更に向上した耐
食性をも有し、Ｎｂ 、 Ｍｏ 、 Ｗにあうでは、耐
熱性をも向上する。２け、Ｇｏ、Ｃ，Ｂ、ＰおよびＳｌ
から選ばれた１種又は２１１以上の元素で１０原子９＆
まで含有せしめる。このＧｏ、ＣおよびＢは１強度およ
び硬度を高くするのに効果的であ）、ＰおよびＳｌけね
ばさおよび強度等を低下させずに、溶湯から冷却固化し
てリボンまたは細線停を製造するに際して、よ勤均−な
形状を有した合金を得るのに効果的である。しかし、添
加量を１０原子％より多くすると、非晶質形成能が高く
なるため、非晶質母相中Ｋｔｌｋ細結晶粒を均一に分散
させることが困難となふ。特に本発明の合金では。
Ｚｒ７〜１５１５原子、 Ｖ 、 Ｏｒ 、 Ｍｎ 、
Ｎｂ 、 ＭｏおよびＴａから表る群より選ばれた１
種叉は２種以上の元素１５原子襲以下であり、残部が実
質的にＦｅもしくはＮ１又はＦｅとＮ１の元素よりなる
合金が、経済性１機械的性質および製造上の問題から特
に好オしい。すなわち、 Ｆｅ 、 ｔｕは、 Ｃｏよ
りｔ Ｚｒｔｔ ＊ Ｈｔよ）安価であり、しか−（Ｆ
ｅ、 Ｎｉ） −７ｒｒ −Ｍ系合金は、ｌ＃湯状態か
ら冷却固化してリボンおよび細線停の材料を製造するに
際し、リボンの厚さ、細線の径および冷却速度喀の製造
条件を調節することにより、非晶質金属母相中に微細結
晶粒子を均一に高密度に分散させると同時に、微細結晶
粒子の量も容易に調整できるため、均一で、高強度の合
金を製造するのに特に好ましい。又、上記合金組成に９
本発明の目的とする木質的な性能が彩管されなり範囲で
あれば、他の元素を添加することができる０例えばＡｅ
、ＣｕおよびＳｎ等を少量添加することもできる 本発明に云う微細結晶粒子とは、体心立方格子（ｂｅｅ
）構造からなり、直径が約１５０ ｎｕ以下のものを云
い、特に直径が約１１００ｎ以下のものを云う。この微
細結晶粒子の含有量は、溶湯から固化する迄の冷却速度
及び合金組成によって異なるが１体積率で約６０％以下
、特に１０〜４０％の範囲が好ましい、この微細結晶粒
子の同定、大きさ、および体積率の測定は、Ｘ線回折、
透過電子顕微鏡観察によシ行なうことができ、特に、非
晶質母相中に微細結晶粒子が占める体積率（Ｒマ）は、
透過電子顕微鏡による明視野像から視野中の微細結晶粒
子が占める総面積Ｓ′を測定し、視野面積Ｓよシ次式を
用いて計算したものである。
Ｎｂ 、 ＭｏおよびＴａから表る群より選ばれた１
種叉は２種以上の元素１５原子襲以下であり、残部が実
質的にＦｅもしくはＮ１又はＦｅとＮ１の元素よりなる
合金が、経済性１機械的性質および製造上の問題から特
に好オしい。すなわち、 Ｆｅ 、 ｔｕは、 Ｃｏよ
りｔ Ｚｒｔｔ ＊ Ｈｔよ）安価であり、しか−（Ｆ
ｅ、 Ｎｉ） −７ｒｒ −Ｍ系合金は、ｌ＃湯状態か
ら冷却固化してリボンおよび細線停の材料を製造するに
際し、リボンの厚さ、細線の径および冷却速度喀の製造
条件を調節することにより、非晶質金属母相中に微細結
晶粒子を均一に高密度に分散させると同時に、微細結晶
粒子の量も容易に調整できるため、均一で、高強度の合
金を製造するのに特に好ましい。又、上記合金組成に９
本発明の目的とする木質的な性能が彩管されなり範囲で
あれば、他の元素を添加することができる０例えばＡｅ
、ＣｕおよびＳｎ等を少量添加することもできる 本発明に云う微細結晶粒子とは、体心立方格子（ｂｅｅ
）構造からなり、直径が約１５０ ｎｕ以下のものを云
い、特に直径が約１１００ｎ以下のものを云う。この微
細結晶粒子の含有量は、溶湯から固化する迄の冷却速度
及び合金組成によって異なるが１体積率で約６０％以下
、特に１０〜４０％の範囲が好ましい、この微細結晶粒
子の同定、大きさ、および体積率の測定は、Ｘ線回折、
透過電子顕微鏡観察によシ行なうことができ、特に、非
晶質母相中に微細結晶粒子が占める体積率（Ｒマ）は、
透過電子顕微鏡による明視野像から視野中の微細結晶粒
子が占める総面積Ｓ′を測定し、視野面積Ｓよシ次式を
用いて計算したものである。
Ｓ′
Ｒｔｒ ＝百ｘ１００（％）
本発明の合金は非晶質金属母相中に占める微細結晶粒子
の体積率が増加するに従って、引張り強度は増加し、特
に、微細結晶粒子が非晶質金属母相中に占める体積率が
２０〜５０％の時に最も高い引張り強度を有する材料が
得られる。そして最適体積率を越えて徽細勘晶粒子の析
出量が増大すると引張如強度は低下しはじめる傾向があ
り９体積率が約６０％で引張り強度は非晶質金属単相の
引張り強度と同等になる傾向があり、この体積率を越え
ると、非晶質金属単相の引張す強度よ如も低下する傾向
があり、ねばさも徐々に損われていく傾向がある。
の体積率が増加するに従って、引張り強度は増加し、特
に、微細結晶粒子が非晶質金属母相中に占める体積率が
２０〜５０％の時に最も高い引張り強度を有する材料が
得られる。そして最適体積率を越えて徽細勘晶粒子の析
出量が増大すると引張如強度は低下しはじめる傾向があ
り９体積率が約６０％で引張り強度は非晶質金属単相の
引張り強度と同等になる傾向があり、この体積率を越え
ると、非晶質金属単相の引張す強度よ如も低下する傾向
があり、ねばさも徐々に損われていく傾向がある。
本発明の合金を製造するためには９基合金組成によ）異
なるが冷却速度を１０４′ｃ／Ｗｔ以上の各種急冷法が
採用し得る。たとえば、工業的に重要な液体急冷法であ
る片ロール法および双ローμ法によってＩｊポン状の合
金を製造することができる。その際、冷却速度を調整し
て行なうが、その冷却速度ｏｇ＊＊は１回転ローμの速
度、紡糸ノズμよシ噴出される溶融合金の速度および噴
出量等によって、リボンの厚さを変化させることによっ
てできる。更に具体的に述べると、 Ｆｅ ７ｏＮ１ｇ
ｏ ＺＩＯからなる合金を溶湯状態から片ロール法（回
転数が３５００〜４５００ｒ、Ｐ、ｍ ｔ ａ −Ａ／
直径２０ａＩｌ）で急冷固化し。
なるが冷却速度を１０４′ｃ／Ｗｔ以上の各種急冷法が
採用し得る。たとえば、工業的に重要な液体急冷法であ
る片ロール法および双ローμ法によってＩｊポン状の合
金を製造することができる。その際、冷却速度を調整し
て行なうが、その冷却速度ｏｇ＊＊は１回転ローμの速
度、紡糸ノズμよシ噴出される溶融合金の速度および噴
出量等によって、リボンの厚さを変化させることによっ
てできる。更に具体的に述べると、 Ｆｅ ７ｏＮ１ｇ
ｏ ＺＩＯからなる合金を溶湯状態から片ロール法（回
転数が３５００〜４５００ｒ、Ｐ、ｍ ｔ ａ −Ａ／
直径２０ａＩｌ）で急冷固化し。
微細結晶粒子を非晶質母相中に２０〜５０％の体積率で
含有した厚さ２５〜３５μｍのリボン合金は。
含有した厚さ２５〜３５μｍのリボン合金は。
同一合金組成からなる（回転数６５００ｚＰ、ｍ 、厚
さ１５声ｍ）非晶質単相リボン合金と比較し、引張り強
度および硬さがそれぞれ４０％、２０％向上する。又、
上記合金にＮ）を添加したＦｅ６ｏＮ４２ｏＺｒｘ。
さ１５声ｍ）非晶質単相リボン合金と比較し、引張り強
度および硬さがそれぞれ４０％、２０％向上する。又、
上記合金にＮ）を添加したＦｅ６ｏＮ４２ｏＺｒｘ。
Ｎｂ１０からなる合金を用い０体積率で２０〜３０％Ｏ
ｇ１細結晶粒子を非晶質母相中に含有せしめたリボン合
金は、 Ｆｅ７ＯＮ１２０ＢＩＯの３元非晶質単相合金
からなるリボン合金に比べ０強度および硬さがそれぞれ
５０％、３０％向上する。しかも微細結晶粒子を非晶質
母相中に含有せしめたリボン合金は。
ｇ１細結晶粒子を非晶質母相中に含有せしめたリボン合
金は、 Ｆｅ７ＯＮ１２０ＢＩＯの３元非晶質単相合金
からなるリボン合金に比べ０強度および硬さがそれぞれ
５０％、３０％向上する。しかも微細結晶粒子を非晶質
母相中に含有せしめたリボン合金は。
非晶質単相からなる９７ン合金より厚さの大きいものが
得られ、工業的にも有利である。
得られ、工業的にも有利である。
又、冷却速度が約１０４〜１０ヘ一である特開昭５５−
６４９４８号公報に記載された０回転液中紡糸法によっ
て１円形断面を有する細線合金が得られる。
６４９４８号公報に記載された０回転液中紡糸法によっ
て１円形断面を有する細線合金が得られる。
この回転液中紡糸法をよ如具体的に説明すると。
回転ドラムの中に水を入れ、遠心力でドラム内壁に水膜
を形成させ、この水膜中に溶融し九合金を紡糸ノズルよ
シ噴出し１円形断面を有す為細線合金を得ることができ
、特に均一な連続細線合金を得るには９回転ドラムの周
速度を、紡糸ノズルよシ噴出される溶融合金流の速度と
同速にするか又はそれ以上にすることが好ましく、特に
回転ドラムの周速度を紡糸ノズルよ如噴出される溶融合
金流の速度よシも５〜３０％速くすることが好ましい。
を形成させ、この水膜中に溶融し九合金を紡糸ノズルよ
シ噴出し１円形断面を有す為細線合金を得ることができ
、特に均一な連続細線合金を得るには９回転ドラムの周
速度を、紡糸ノズルよシ噴出される溶融合金流の速度と
同速にするか又はそれ以上にすることが好ましく、特に
回転ドラムの周速度を紡糸ノズルよ如噴出される溶融合
金流の速度よシも５〜３０％速くすることが好ましい。
また、紡糸ノズルよ）噴出される溶融合金流とドラム内
壁に形成された水膜との角度＃ｉ２０°以上が好ましい
、その際冷却速度を制御して行なうが、その制ｍ＃ｉ主
にドラムの回転数、冷却液体の種類、温度および紡糸ノ
ズル孔径（得られる細線の径にはソ等しい）等によつて
行なうことができる。たとえば、 Ｆｅ６ＯＮｉｆＯＣ
ＯＩＯＺｒｌＯからなる合金を溶融し、孔径５０μｍの
紡糸ノズルよシ、深さ２０■の一１５°Ｃに冷却した濃
度１８％塩化ナトリウム水溶液からなる回転冷却液（回
転速度３５０ｒ、Ｐ、ｍドラム内径５０１）中に噴出し
て、線径４０μｍの円形断面を有した均一な連続細線合
金が得られる。
壁に形成された水膜との角度＃ｉ２０°以上が好ましい
、その際冷却速度を制御して行なうが、その制ｍ＃ｉ主
にドラムの回転数、冷却液体の種類、温度および紡糸ノ
ズル孔径（得られる細線の径にはソ等しい）等によつて
行なうことができる。たとえば、 Ｆｅ６ＯＮｉｆＯＣ
ＯＩＯＺｒｌＯからなる合金を溶融し、孔径５０μｍの
紡糸ノズルよシ、深さ２０■の一１５°Ｃに冷却した濃
度１８％塩化ナトリウム水溶液からなる回転冷却液（回
転速度３５０ｒ、Ｐ、ｍドラム内径５０１）中に噴出し
て、線径４０μｍの円形断面を有した均一な連続細線合
金が得られる。
その得られる細線合金は、微細結晶粒子を体積率で約２
５％含有しており、他の代表的な金属−半金属合金であ
るＦｅ７ａＳ１１ｏＢｘ２． ＦｅａｏＰ１３Ｃ７，Ｃ
０７５ｓｔ１ｓｎ１ｏおよびＮ１７５Ｓ１８Ｂｌ’７か
らなる非晶質単相細線Ｆｉ４００′Ｃ，１５時間までの
熱処理条件で脆化し始め９機械的性質が低下したのに対
し１本発明の細線合金Ｆｉ４００°Ｃで１５時間熱処理
しても８強度。
５％含有しており、他の代表的な金属−半金属合金であ
るＦｅ７ａＳ１１ｏＢｘ２． ＦｅａｏＰ１３Ｃ７，Ｃ
０７５ｓｔ１ｓｎ１ｏおよびＮ１７５Ｓ１８Ｂｌ’７か
らなる非晶質単相細線Ｆｉ４００′Ｃ，１５時間までの
熱処理条件で脆化し始め９機械的性質が低下したのに対
し１本発明の細線合金Ｆｉ４００°Ｃで１５時間熱処理
しても８強度。
硬さ、Ｕ性等の機械的性質は何んら変化を受けない。
本発明の合金は、非晶質単相合金に比べ、耐熱性が優れ
、引張り強度および硬度などの機械的性質が優れており
、ファインメツｙユ金網、フィルター等の織物シよび編
物製品、べＡ／）、タイヤ等のゴム補強材、プラスチッ
ク、コンクリ−Ｆ等の複合材として、特に有用である。
、引張り強度および硬度などの機械的性質が優れており
、ファインメツｙユ金網、フィルター等の織物シよび編
物製品、べＡ／）、タイヤ等のゴム補強材、プラスチッ
ク、コンクリ−Ｆ等の複合材として、特に有用である。
又耐熱性および機械的性質を必要とする電磁気部品等に
も使用できる。
も使用できる。
次に本発明を、実施例によシ具体的に説明する。
尚、実施例中の強度（σｆ）、伸び（６ｆ）の測定は、
インストロン型引張り試験機な用い、試長２Ｊ］１、ひ
ずみ速度４．１７Ｘ１０ ／ｓｓｃで行なった。又、硬
度（ＤＰＮ）の測定は１ｇｋ小ビッカース硬度計を用い
、荷重１００ｇで行なった。
インストロン型引張り試験機な用い、試長２Ｊ］１、ひ
ずみ速度４．１７Ｘ１０ ／ｓｓｃで行なった。又、硬
度（ＤＰＮ）の測定は１ｇｋ小ビッカース硬度計を用い
、荷重１００ｇで行なった。
実施例１〜４．比較例−１
Ｆ′ｅ７０原子％、Ｎｉ２Ｏ原子％、Ｚｒ１Ｏ原子％か
らなる合金を用い９片ロールによる液体急冷法を用い、
厚さ１５μｍ（比較例−１）’−，２０μｍ（実施例−
４）、５０μｍ（実施例−５）、４５μｍ（実施例−２
）、５５μｍ（実施例−１）のリボンをそれぞれ作成し
た。その時のロールには直径２０ａｗの鋼鉄ロールを用
い１回転数がそれぞれ６５００ｒ、Ｐ、ｍ（比較例−１
） 、 ５０００ｒ、Ｐ、ｍ（実施例−４）。
らなる合金を用い９片ロールによる液体急冷法を用い、
厚さ１５μｍ（比較例−１）’−，２０μｍ（実施例−
４）、５０μｍ（実施例−５）、４５μｍ（実施例−２
）、５５μｍ（実施例−１）のリボンをそれぞれ作成し
た。その時のロールには直径２０ａｗの鋼鉄ロールを用
い１回転数がそれぞれ６５００ｒ、Ｐ、ｍ（比較例−１
） 、 ５０００ｒ、Ｐ、ｍ（実施例−４）。
４０００ｒ、Ｐ、ｍ（実施例−３） 、 ３０００ｒ、
ｐ、ｍ（実施例−２） 、 ２０００ｒ、Ｐ、ｍ（実施
例−１）で、アルゴンガス吹出し圧を２．０〜４．０＃
／ｄの範囲で調節した。
ｐ、ｍ（実施例−２） 、 ２０００ｒ、Ｐ、ｍ（実施
例−１）で、アルゴンガス吹出し圧を２．０〜４．０＃
／ｄの範囲で調節した。
また、吹出し時には、高速回転するロールからリボンが
離れた直後にリボンを水冷した。
離れた直後にリボンを水冷した。
ロール回転数とリボンの非晶質金属母相中に占める微細
結晶粒の体積率（Ｒマ）、引−張シ強度（σｆ）。
結晶粒の体積率（Ｒマ）、引−張シ強度（σｆ）。
伸び（ｇｆ）、硬さくＤＰＮ） 、 １８０°密着曲げ
性について１表−１にまとめて示す。
性について１表−１にまとめて示す。
表−１
表−１から明らかなように実験１１〜４Ｆｉ本発明のリ
ボン合金で、微細結晶粒子を非晶質金属母相中に含有し
ておｊ５，１８０°の密着曲げが可能で。
ボン合金で、微細結晶粒子を非晶質金属母相中に含有し
ておｊ５，１８０°の密着曲げが可能で。
しかも実験轟５と比較し、引張強度（σｆ）が増大して
いる。特に実験ＪｉＢは、非晶質金属母相中に２５％の
体積率の微細結晶粒子を含有してか！＋。
いる。特に実験ＪｉＢは、非晶質金属母相中に２５％の
体積率の微細結晶粒子を含有してか！＋。
引張強度（ｇｆ）ｕ最大を示している。又微細結晶粒子
の大きさは約８Ｑｎｍで、リボンが厚くなっても粒径は
ほとんど変化しなかった。
の大きさは約８Ｑｎｍで、リボンが厚くなっても粒径は
ほとんど変化しなかった。
実施例ζ〜１２．比較例２〜６
表−２に示す種々の組成からなる合金を溶融し。
実施例−１と同様の片ロール型液体急冷法を用す。
厚さ１５〜４５μ朧のリボンを作成し、そのリボンの非
晶質金属母相中に占める微細結晶粒子の体積率（Ｒマ）
、引張り強度（＃ｒ）、伸び（ｇｆ）、硬さくＤＰＩ）
、 １８０’密着曲げ性について表−２にまとめて示
す。
晶質金属母相中に占める微細結晶粒子の体積率（Ｒマ）
、引張り強度（＃ｒ）、伸び（ｇｆ）、硬さくＤＰＩ）
、 １８０’密着曲げ性について表−２にまとめて示
す。
表−２
表−２から明らかな様に実験ムロ、８はＺｒの添加蓋が
本発明範囲外であるため、非晶質形成能が低下し、リボ
ンは１００％結晶質からなり、非常に脆く２機械的性質
をも測定不可能であった。ＳＪｉ！験ム９は、非晶質単
相からなる合金のため引張強さ。
本発明範囲外であるため、非晶質形成能が低下し、リボ
ンは１００％結晶質からなり、非常に脆く２機械的性質
をも測定不可能であった。ＳＪｉ！験ム９は、非晶質単
相からなる合金のため引張強さ。
硬さは実験ム１０と比較し低い、実験ム１１，１２は、
Ｎｂを５．１５原子％添加した屯ので１機械的性質が
優れ、しかも１８０°密着曲げが可能なねばさを有して
いるが、Ｎ１３を６０原子％添加した実験ム１３＃ｉ、
非晶質形成能が低下し、殆んど結晶質相からなり、非常
に脆＜、１８０°密着曲げが不可能であった。実験ｊＫ
１４，１５，１７．１８は。
Ｎｂを５．１５原子％添加した屯ので１機械的性質が
優れ、しかも１８０°密着曲げが可能なねばさを有して
いるが、Ｎ１３を６０原子％添加した実験ム１３＃ｉ、
非晶質形成能が低下し、殆んど結晶質相からなり、非常
に脆＜、１８０°密着曲げが不可能であった。実験ｊＫ
１４，１５，１７．１８は。
それぞれＴａ 、 Ｃｒ （Ｍｎ＋Ｂ ） 、 （Ｍｏ
十〇 ）なる元素を添加したもので、引張り強度で２０
０峠／−、硬さは７００ （ＤＰＮ ）以上のリボンを
得た。実験轟１６は。
十〇 ）なる元素を添加したもので、引張り強度で２０
０峠／−、硬さは７００ （ＤＰＮ ）以上のリボンを
得た。実験轟１６は。
実験ム１７と同一組成の合金であるが、急冷速度が速い
（リボンの厚さを１５μｍにしたため）ため。
（リボンの厚さを１５μｍにしたため）ため。
非晶質単相合金からな如、引張勤強度、硬さが１１７と
比べて低い。
比べて低い。
代理人 見 玉 雄 三
手続補正書（自発）
昭和５７年１０月コＺ日
特許庁長官 殿
１、事件の表示
昭和５６年特許１１ｉ第１５４０６３号２、発明の名称
微細結晶粒子を含有した鉄族系非晶質合金３、補正をす
る者 事件との関係 特許出願人 ４、代理人 ６、補正の内容 （１）明細書第６頁第１２行目の「＾ｅ」を「＾１」と
訂正する。
る者 事件との関係 特許出願人 ４、代理人 ６、補正の内容 （１）明細書第６頁第１２行目の「＾ｅ」を「＾１」と
訂正する。
（２）同書同頁第２０行目の「この微細結社子」かＳ゛
ら第７頁第７行目の［Ｒシー−Ｘ１００（％）」までを
次のように訂正する。
次のように訂正する。
「この微細結縁粒子の同定、大きさは、Ｘ線回折、透過
電顕観察により行うことができ。
電顕観察により行うことができ。
また微細結晶粒子の非晶質母相中に占める体積率Ｒｖは
示差走査熱量針を用いて次式にて計算したものである。
示差走査熱量針を用いて次式にて計算したものである。
Claims (1)
- （１）式、 Ｘａ Ｙｂ Ｍｅ Ｚｄ （但し式中Ｘけ、Ｆｅ、Ｎｉおよびｃｏからなる鉄族元
素よ）選ばれたｆｉｌ又＃ｉ２種以上の元素。 工ｕ ｅ ＺｒもしくｄＨｒの元素、又はＺｒとＨｆの
元素１Ｍは、 Ｖ 、 Ｃｒ、 Ｍｕ、 Ｎｂ、 Ｍｏ
およびＴａからなる群よシ選ばれた１種又は２種以上の
元素。 Ｚは、Ｂ、Ｃ，Ｐ、ＳｉおよびＧθから選ばれた１種又
＃ｉ２種以上の元素、ａ、ｂ、ｏおよびｄＦｉそれらの
和が１ｏｏに彦る条件下でそれぞれ４５〜９５．５〜２
０．０〜２５．０〜１０の原子襲を表わす）よりなシ、
微細結晶粒子を含有した鉄族系非晶質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15406381A JPS5855557A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | 鉄族系非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15406381A JPS5855557A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | 鉄族系非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5855557A true JPS5855557A (ja) | 1983-04-01 |
| JPS6411704B2 JPS6411704B2 (ja) | 1989-02-27 |
Family
ID=15576083
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15406381A Granted JPS5855557A (ja) | 1981-09-29 | 1981-09-29 | 鉄族系非晶質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5855557A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4609593A (en) * | 1983-07-16 | 1986-09-02 | Alps Electric Co., Ltd. | Magnetic recording medium |
| JPS62101008A (ja) * | 1985-10-28 | 1987-05-11 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 磁性部材 |
| JPS62120454A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-06-01 | Canon Electronics Inc | 非晶質合金 |
| US4972285A (en) * | 1983-04-15 | 1990-11-20 | Hitachi, Ltd. | Amorphous magnetic alloy of Co-Nb-Zr system and magnetic head made from the same |
| KR100723162B1 (ko) | 2005-12-24 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성을 갖는 결정-비정질 복합재료 |
| JP2008539327A (ja) * | 2005-02-11 | 2008-11-13 | ザ・ナノスティール・カンパニー | ガラス安定性、ガラス形成能力およびミクロ組織微細化の向上 |
| US7935198B2 (en) | 2005-02-11 | 2011-05-03 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
| US8704134B2 (en) | 2005-02-11 | 2014-04-22 | The Nanosteel Company, Inc. | High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials |
| CN110438418A (zh) * | 2019-08-05 | 2019-11-12 | 哈尔滨工业大学 | 一种Co基非晶纤维及其制备方法 |
-
1981
- 1981-09-29 JP JP15406381A patent/JPS5855557A/ja active Granted
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4972285A (en) * | 1983-04-15 | 1990-11-20 | Hitachi, Ltd. | Amorphous magnetic alloy of Co-Nb-Zr system and magnetic head made from the same |
| US4609593A (en) * | 1983-07-16 | 1986-09-02 | Alps Electric Co., Ltd. | Magnetic recording medium |
| JPS62101008A (ja) * | 1985-10-28 | 1987-05-11 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 磁性部材 |
| JPS62120454A (ja) * | 1985-11-20 | 1987-06-01 | Canon Electronics Inc | 非晶質合金 |
| JP2008539327A (ja) * | 2005-02-11 | 2008-11-13 | ザ・ナノスティール・カンパニー | ガラス安定性、ガラス形成能力およびミクロ組織微細化の向上 |
| EP1848837A4 (en) * | 2005-02-11 | 2010-02-24 | Nanosteel Co | IMPROVED GLASS STRENGTH, GLASS SHAPING AND MICROSTRUCTURAL REFINEMENT |
| US7935198B2 (en) | 2005-02-11 | 2011-05-03 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
| US8704134B2 (en) | 2005-02-11 | 2014-04-22 | The Nanosteel Company, Inc. | High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials |
| KR100723162B1 (ko) | 2005-12-24 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성을 갖는 결정-비정질 복합재료 |
| CN110438418A (zh) * | 2019-08-05 | 2019-11-12 | 哈尔滨工业大学 | 一种Co基非晶纤维及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6411704B2 (ja) | 1989-02-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Kim et al. | Increase in mechanical strength of Al–Y–Ni amorphous alloys by dispersion of nanoscale fcc-Al particles | |
| CA2020484C (en) | High strength magnesium-based alloys | |
| JPH0336243A (ja) | 機械的強度、耐食性、加工性に優れた非晶質合金 | |
| NO178794B (no) | Sterke, varmebestandige, aluminiumsbaserte legeringer | |
| WO2000026425A1 (fr) | Alliage amorphe de zirconium a haute resistance et tenacite elevee | |
| US5405462A (en) | Superplastic aluminum-based alloy material and production process thereof | |
| JP2001303218A (ja) | 高耐蝕性・高強度Ｆｅ−Ｃｒ基バルクアモルファス合金 | |
| JP3891736B2 (ja) | 高強度・高耐蝕性Ｎｉ基アモルファス合金 | |
| JPS6379931A (ja) | 高耐食アモルフアスニツケル合金 | |
| EP0093487B1 (en) | Nickel-based alloy | |
| Lee et al. | Bulk glass formation in the Ni–Zr–Ti–Nb–Si–Sn alloy system | |
| Pang et al. | Formation of bulk glassy Ni-(Co-) Nb-Ti-Zr alloys with high corrosion resistance | |
| CN110106454B (zh) | 一种硼基非晶合金及其制备方法 | |
| US5714018A (en) | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy | |
| JPS6411704B2 (ja) | ||
| JP2002332532A (ja) | 高降伏応力Ｚｒ系非晶質合金 | |
| EP0540054B1 (en) | High-strength and high-toughness aluminum-based alloy | |
| KR100784915B1 (ko) | 지르코늄/티타늄계 이상분리 비정질 합금 | |
| JP2002080949A (ja) | アモルファス鉄族合金 | |
| US4415529A (en) | Mn-Based alloy of nonequilibrium austenite phase | |
| KR100550284B1 (ko) | 철기 비정질 합금 조성물 | |
| JPH07252561A (ja) | Ｔｉ−Ｚｒ系合金 | |
| US4668311A (en) | Rapidly solidified nickel aluminide alloy | |
| JPH0147540B2 (ja) | ||
| Bergmann et al. | Crystallization behaviour of Fe–B–Cr, Fe–B–Co, and Fe–B–Ni alloys |