JP2000160308A - 高比強度Ｔｉ系非晶質合金 - Google Patents
高比強度Ｔｉ系非晶質合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ガラス形成能、比強度に優れたＴｉ系非晶質
合金の提供。 【構成】 式：Ｔｉ100-a-b-cＭ′cＴＭa Ｍb ［式中、
Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａよりなる群から選択される
１種または２種以上の元素、ＴＭは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
およびＣｕよりなる群から選択される１種または２種以
上の元素、Ｍは、Ｂ、Ｇｅ、およびＳｉよりなる群から
選択される１種または２種以上の元素であり、ａ、ｂお
よびｃはそれぞれ原子％を表し、３０≦ａ≦７０、５≦
ｂ≦１０、０≦ｃ≦２０を満足する］で示される組成を
有し、非晶質相を体積百分率で５０％以上含むＴｉ系非
晶質合金。この非晶質合金は、０．５ｍｍ2 以上の断面
積を有し、３．１×１０5 Ｎ・ｍ／ｋｇ以上の比強度を
示す合金棒または合金板として製造できる。
合金の提供。 【構成】 式：Ｔｉ100-a-b-cＭ′cＴＭa Ｍb ［式中、
Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａよりなる群から選択される
１種または２種以上の元素、ＴＭは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
およびＣｕよりなる群から選択される１種または２種以
上の元素、Ｍは、Ｂ、Ｇｅ、およびＳｉよりなる群から
選択される１種または２種以上の元素であり、ａ、ｂお
よびｃはそれぞれ原子％を表し、３０≦ａ≦７０、５≦
ｂ≦１０、０≦ｃ≦２０を満足する］で示される組成を
有し、非晶質相を体積百分率で５０％以上含むＴｉ系非
晶質合金。この非晶質合金は、０．５ｍｍ2 以上の断面
積を有し、３．１×１０5 Ｎ・ｍ／ｋｇ以上の比強度を
示す合金棒または合金板として製造できる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質形成能と優
れた比強度を有するＴｉ系非晶質合金に関するものであ
る。
れた比強度を有するＴｉ系非晶質合金に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】溶融状態の合金を急冷することにより薄
帯状、フィラメント状、粉粒体状等、種々の形状を有す
る非晶質金属材料が得られることはよく知られている。
非晶質合金薄帯は、大きな冷却速度の得られる片ロール
法、双ロール法、回転液中紡糸法等の方法によって容易
に製造できるので、これまでにも、Ｆｅ系、Ｎｉ系、Ｃ
ｏ系、Ｐｄ系、Ｃｕ系、Ｚｒ系あるいはＴｉ系合金につ
いて数多くの非晶質合金が得られており、高耐食性、高
強度等の非晶質合金特有の性質が明らかにされている。
なかでもＴｉ系非晶質合金は、他の非晶質合金に比べ格
段に優れた耐食性を有し、人体への為害性も少ないため
新しいタイプの非晶質合金として構造材料、医用材料、
化学材料等の分野への応用が期待されている。
帯状、フィラメント状、粉粒体状等、種々の形状を有す
る非晶質金属材料が得られることはよく知られている。
非晶質合金薄帯は、大きな冷却速度の得られる片ロール
法、双ロール法、回転液中紡糸法等の方法によって容易
に製造できるので、これまでにも、Ｆｅ系、Ｎｉ系、Ｃ
ｏ系、Ｐｄ系、Ｃｕ系、Ｚｒ系あるいはＴｉ系合金につ
いて数多くの非晶質合金が得られており、高耐食性、高
強度等の非晶質合金特有の性質が明らかにされている。
なかでもＴｉ系非晶質合金は、他の非晶質合金に比べ格
段に優れた耐食性を有し、人体への為害性も少ないため
新しいタイプの非晶質合金として構造材料、医用材料、
化学材料等の分野への応用が期待されている。
【０００３】しかし、前記した製造方法によって得られ
る非晶質合金は、薄帯や細線に限られており、それらを
用いて最終製品形状へ加工することも困難なことから、
工業的にみて、その用途がかなり限定されていた。一
方、非晶質合金を加熱すると、特定の合金系では結晶化
する前に過冷却液体状態に遷移し、急激な粘性低下を示
すことが知られている。例えば、Ｚｒ−Ａ１−Ｎｉ−Ｃ
ｕ非晶質合金では毎分４０℃の加熱速度で、結晶化まで
に約１２０℃程度の間、過冷却液体領域として存在でき
ることが報告されている（ 「Ｍater.Trans.,JIM,Vol.3
2(1991)1005項参照）。
る非晶質合金は、薄帯や細線に限られており、それらを
用いて最終製品形状へ加工することも困難なことから、
工業的にみて、その用途がかなり限定されていた。一
方、非晶質合金を加熱すると、特定の合金系では結晶化
する前に過冷却液体状態に遷移し、急激な粘性低下を示
すことが知られている。例えば、Ｚｒ−Ａ１−Ｎｉ−Ｃ
ｕ非晶質合金では毎分４０℃の加熱速度で、結晶化まで
に約１２０℃程度の間、過冷却液体領域として存在でき
ることが報告されている（ 「Ｍater.Trans.,JIM,Vol.3
2(1991)1005項参照）。
【０００４】このような過冷却液体状態では、合金の粘
性が低下しているために閉塞鍛造等の方法により任意形
状の非晶質合金成形体を作製することが可能であり、非
晶質合金からなる歯車なども作製されている（「日刊工
業新聞」１９９２年１１月１２日参照）。したがって、
広い過冷却液体領域を有する非晶質合金は、優れた加工
性を備えていると言える。
性が低下しているために閉塞鍛造等の方法により任意形
状の非晶質合金成形体を作製することが可能であり、非
晶質合金からなる歯車なども作製されている（「日刊工
業新聞」１９９２年１１月１２日参照）。したがって、
広い過冷却液体領域を有する非晶質合金は、優れた加工
性を備えていると言える。
【０００５】このような過冷却液体領域を有する非晶質
合金の中でも、Ｔｉ−Ｎｉ−Ｃｕ合金は、５０℃以上の
過冷却液体領域の温度幅を有し、耐食性に優れるなど実
用性の高い非晶質合金とされていた（第１１０回日本金
属学会講演概要(1992)273 項参照）。また、これらの非
晶質合金の加工性と機械的性質の改善が行われ、５０℃
以上の過冷却液体領域と１０００ＭＰａを超える強度を
兼ね備えたＴｉ−Ｎｉ−Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ）系非晶質合金が開発され、公知となっている（特開
平６−２６４１９９号公報および特開平６−２６４２０
０号公報）。しかし、上述のＴｉ系非晶質合金において
基本となる添加元素のＮｉ、Ｃｕ、等の遷移金属は比重
が大きいため、合金自体の比重が大きくなり、機械的特
性が高い非晶質合金が容易に得られるものの、Ｔｉ合金
特有の高比強度特性を損なってしまう。
合金の中でも、Ｔｉ−Ｎｉ−Ｃｕ合金は、５０℃以上の
過冷却液体領域の温度幅を有し、耐食性に優れるなど実
用性の高い非晶質合金とされていた（第１１０回日本金
属学会講演概要(1992)273 項参照）。また、これらの非
晶質合金の加工性と機械的性質の改善が行われ、５０℃
以上の過冷却液体領域と１０００ＭＰａを超える強度を
兼ね備えたＴｉ−Ｎｉ−Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ）系非晶質合金が開発され、公知となっている（特開
平６−２６４１９９号公報および特開平６−２６４２０
０号公報）。しかし、上述のＴｉ系非晶質合金において
基本となる添加元素のＮｉ、Ｃｕ、等の遷移金属は比重
が大きいため、合金自体の比重が大きくなり、機械的特
性が高い非晶質合金が容易に得られるものの、Ｔｉ合金
特有の高比強度特性を損なってしまう。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前述したＴｉ−Ｎｉ−
Ｃｕ系、Ｔｉ−Ｎｉ−Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ）系非晶質合金は、３０℃以上の過冷却液体領域およ
び大きな非晶質形成能と１０００ＭＰａを超える比較的
良好な高強度特性を兼ね備えてはいるものの、多くの遷
移金属元素を合金中に含有するために比重の上昇は避け
ることができず、Ｔｉ合金本来の高比強度が得られてい
るとは言いがたい。
Ｃｕ系、Ｔｉ−Ｎｉ−Ｃｕ−（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ）系非晶質合金は、３０℃以上の過冷却液体領域およ
び大きな非晶質形成能と１０００ＭＰａを超える比較的
良好な高強度特性を兼ね備えてはいるものの、多くの遷
移金属元素を合金中に含有するために比重の上昇は避け
ることができず、Ｔｉ合金本来の高比強度が得られてい
るとは言いがたい。
【０００７】
【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、上
述の課題を解決するために、過冷却液体領域の温度幅を
損なわずに高比強度が得られ、工業材料への応用が可能
になる寸法が実現できる非晶質形成能を兼ね備えたＴｉ
系非晶質合金材料を提供することを目的として鋭意研究
した結果、特定の組成を有するＴｉ−ＴＭ系［ＴＭ：Ｆ
ｅ，Ｃｏ，ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される１
種または２種以上の元素］に特定量のＢ、Ｇｅ、および
Ｓｉよりなる群から選択される１種または２種以上の元
素を添加した合金、あるいはさらに特定量のＺｒ、Ｎｂ
およびＴａよりなる群から選択される１種または２種以
上の元素を添加した合金を溶融し、液体状態から急冷固
化させることにより、高比強度特性と大きな非晶質形成
能を兼ね備えたＴｉ系非晶質合金が得られることを見い
出し、本発明を完成するに至った。
述の課題を解決するために、過冷却液体領域の温度幅を
損なわずに高比強度が得られ、工業材料への応用が可能
になる寸法が実現できる非晶質形成能を兼ね備えたＴｉ
系非晶質合金材料を提供することを目的として鋭意研究
した結果、特定の組成を有するＴｉ−ＴＭ系［ＴＭ：Ｆ
ｅ，Ｃｏ，ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される１
種または２種以上の元素］に特定量のＢ、Ｇｅ、および
Ｓｉよりなる群から選択される１種または２種以上の元
素を添加した合金、あるいはさらに特定量のＺｒ、Ｎｂ
およびＴａよりなる群から選択される１種または２種以
上の元素を添加した合金を溶融し、液体状態から急冷固
化させることにより、高比強度特性と大きな非晶質形成
能を兼ね備えたＴｉ系非晶質合金が得られることを見い
出し、本発明を完成するに至った。
【０００８】すなわち、本発明は、式：Ｔｉ100-a-b-c
Ｍ′cＴＭa Ｍb ［式中、Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａ
よりなる群から選択される１種または２種以上の元素、
ＴＭは、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉおよびＣｕよりなる群から選
択される１種または２種以上の元素、Ｍは、Ｂ、Ｇｅ、
およびＳｉよりなる群から選択される１種または２種以
上の元素であり、ａ、ｂおよびｃはそれぞれ原子％を表
し、３０≦ａ≦７０、５≦ｂ≦１０、０≦ｃ≦２０を満
足する］で示される組成を有し、非晶質相を体積百分率
で５０％以上含むＴｉ系非晶質合金を提供するものであ
る。
Ｍ′cＴＭa Ｍb ［式中、Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａ
よりなる群から選択される１種または２種以上の元素、
ＴＭは、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉおよびＣｕよりなる群から選
択される１種または２種以上の元素、Ｍは、Ｂ、Ｇｅ、
およびＳｉよりなる群から選択される１種または２種以
上の元素であり、ａ、ｂおよびｃはそれぞれ原子％を表
し、３０≦ａ≦７０、５≦ｂ≦１０、０≦ｃ≦２０を満
足する］で示される組成を有し、非晶質相を体積百分率
で５０％以上含むＴｉ系非晶質合金を提供するものであ
る。
【０００９】なお、本明細書中の「過冷却液体領域」と
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度と結晶化温度の差で定
義されるもので、「換算ガラス化温度」は、上述の熱量
分析で得られたガラス遷移温度を合金の融点で除した数
値で定義されるものである。「過冷却液体領域」は、加
工性を示す数値、「換算ガラス化温度」は、非晶質化し
易さを表す数値である。本発明の合金は、３０℃以上の
過冷却液体領域と０．５５以上の換算ガラス化温度を有
する。
は、毎分４０℃の加熱速度で示差走査熱量分析を行うこ
とにより得られるガラス遷移温度と結晶化温度の差で定
義されるもので、「換算ガラス化温度」は、上述の熱量
分析で得られたガラス遷移温度を合金の融点で除した数
値で定義されるものである。「過冷却液体領域」は、加
工性を示す数値、「換算ガラス化温度」は、非晶質化し
易さを表す数値である。本発明の合金は、３０℃以上の
過冷却液体領域と０．５５以上の換算ガラス化温度を有
する。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下に本発明の好ましい実施態様
を説明する。本発明の式：式：Ｔｉ100-a-b-cＭ′cＴＭ
a Ｍb で示されるＴｉ系非晶質合金において、ＴＭは、
Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される
１種または２種以上の元素群で、この元素群の含有量は
３０原子％以上７０原子％以下である。この元素群の含
有量が３０原子％未満および７０原子％超では、過冷却
液体領域を示さないため、非晶質形成能が小さく冷却速
度の大きな片ロール法によっても非晶質相は形成しな
い。Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａよりなる群から選択さ
れる１種または２種以上の元素で、必ずしも必須の元素
ではないが、Ｍ′を添加することにより非晶質形成能を
向上させることができる。
を説明する。本発明の式：式：Ｔｉ100-a-b-cＭ′cＴＭ
a Ｍb で示されるＴｉ系非晶質合金において、ＴＭは、
Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される
１種または２種以上の元素群で、この元素群の含有量は
３０原子％以上７０原子％以下である。この元素群の含
有量が３０原子％未満および７０原子％超では、過冷却
液体領域を示さないため、非晶質形成能が小さく冷却速
度の大きな片ロール法によっても非晶質相は形成しな
い。Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａよりなる群から選択さ
れる１種または２種以上の元素で、必ずしも必須の元素
ではないが、Ｍ′を添加することにより非晶質形成能を
向上させることができる。
【００１１】Ｍは、Ｂ、Ｇｅ、およびＳｉより選択され
る１種または２種以上の元素群であり、この元素群の含
有量が５原子％未満では、冷却速度の大きな片ロール法
によって非晶質相は形成するものの、非晶質合金棒なら
びに非晶質合金板が得られるほどの非晶質形成能は示さ
ず、また、合金自体の比重も大きいため高比強度特性は
得られない。また、この元素群の含有量が１０原子％超
では、Ｍで示される元素群とＴｉがＴｉＢ2 等の高融点
化合物を生成し、この高融点化合物が結晶成長の核とし
て働くため非晶質形成能がかえって低下してしまう。
る１種または２種以上の元素群であり、この元素群の含
有量が５原子％未満では、冷却速度の大きな片ロール法
によって非晶質相は形成するものの、非晶質合金棒なら
びに非晶質合金板が得られるほどの非晶質形成能は示さ
ず、また、合金自体の比重も大きいため高比強度特性は
得られない。また、この元素群の含有量が１０原子％超
では、Ｍで示される元素群とＴｉがＴｉＢ2 等の高融点
化合物を生成し、この高融点化合物が結晶成長の核とし
て働くため非晶質形成能がかえって低下してしまう。
【００１２】本発明のＴｉ系非晶質合金は、溶融状態か
ら片ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイ
ズ法等の種々の方法で冷却固化させ、薄帯状、フィラメ
ント状、粉粒体状の非晶質固体を容易に得ることができ
る。また、本発明の合金は、従来のＴｉ系非晶質合金と
比べて格段の非晶質形成能の改善がなされているため、
好ましくは、溶融合金を金型に充填鋳造することにより
任意の形状の非晶質合金棒ならびに板を得ることもでき
る。
ら片ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイ
ズ法等の種々の方法で冷却固化させ、薄帯状、フィラメ
ント状、粉粒体状の非晶質固体を容易に得ることができ
る。また、本発明の合金は、従来のＴｉ系非晶質合金と
比べて格段の非晶質形成能の改善がなされているため、
好ましくは、溶融合金を金型に充填鋳造することにより
任意の形状の非晶質合金棒ならびに板を得ることもでき
る。
【００１３】例えば、代表的な金型鋳造法においては、
合金を石英管中でＡｒ雰囲気中で溶融した後、溶融合金
を噴出圧０．５〜２．０ｋｇ／ｃｍ2 で銅製の金型内に
充填凝固させることにより非晶質合金塊を得ることがで
きる。さらに、本発明のＴｉ系非晶質合金は、従来のＴ
ｉ系非晶質合金と比べて軽量化が図られており、高比強
度特性が得られる。
合金を石英管中でＡｒ雰囲気中で溶融した後、溶融合金
を噴出圧０．５〜２．０ｋｇ／ｃｍ2 で銅製の金型内に
充填凝固させることにより非晶質合金塊を得ることがで
きる。さらに、本発明のＴｉ系非晶質合金は、従来のＴ
ｉ系非晶質合金と比べて軽量化が図られており、高比強
度特性が得られる。
【００１４】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。表
１に示す合金組成からなる材料（実施例１〜９、比較例
１〜４）について、金型鋳造法により直径２ｍｍ、長さ
５０ｍｍの丸棒状試料を作製した。丸棒状試料のガラス
遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、融点（Ｔ
ｍ）を示差走査熱分析により測定した。この丸棒状試料
中に含まれる非晶質相の体積分率（Ｖｆ）のガラス化度
は、示差走査熱量分析を用いて、結晶化の際の発熱量を
完全非晶質化した片ロール箔帯との比較により評価し
た。
１に示す合金組成からなる材料（実施例１〜９、比較例
１〜４）について、金型鋳造法により直径２ｍｍ、長さ
５０ｍｍの丸棒状試料を作製した。丸棒状試料のガラス
遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、融点（Ｔ
ｍ）を示差走査熱分析により測定した。この丸棒状試料
中に含まれる非晶質相の体積分率（Ｖｆ）のガラス化度
は、示差走査熱量分析を用いて、結晶化の際の発熱量を
完全非晶質化した片ロール箔帯との比較により評価し
た。
【００１５】これらの値より過冷却液体領域（Ｔｘ−Ｔ
ｇ）および換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を算出し
た。また、丸棒状試料について引張試験を行い、引張破
断強度（σf）を評価した。さらに、アルキメデス法に
よる試料の比重をρとして比強度（σf／ρ）を算出し
た。
ｇ）および換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）を算出し
た。また、丸棒状試料について引張試験を行い、引張破
断強度（σf）を評価した。さらに、アルキメデス法に
よる試料の比重をρとして比強度（σf／ρ）を算出し
た。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】表１、表２より明らかなように、実施例１
〜９および実施例１０〜１４の非晶質合金は、３０℃以
上の過冷却液体領域と０．５５以上の換算ガラス化温度
を示すとともに、比強度も３．１×１０5 Ｎ・ｍ／ｋｇ
以上と高比強度を示す。しかしながら、比較例１、比較
例５の合金は、ＴＭ群の元素を２０％以下しか含有しな
いため、また比較例２の合金は、ＴＭ群の元素を８０％
も含有するために、ともにガラス化度が０％であり、脆
弱なため引張試験が行えなかった。さらに比較例３、比
較例４、比較例６の合金では、Ｍ群の元素の含有量が本
発明の請求項１に記載する範囲を外れるため、また比較
例７の合金ではＭ群の元素を含有しないため実用に耐え
うる機械的性質を有していない。
〜９および実施例１０〜１４の非晶質合金は、３０℃以
上の過冷却液体領域と０．５５以上の換算ガラス化温度
を示すとともに、比強度も３．１×１０5 Ｎ・ｍ／ｋｇ
以上と高比強度を示す。しかしながら、比較例１、比較
例５の合金は、ＴＭ群の元素を２０％以下しか含有しな
いため、また比較例２の合金は、ＴＭ群の元素を８０％
も含有するために、ともにガラス化度が０％であり、脆
弱なため引張試験が行えなかった。さらに比較例３、比
較例４、比較例６の合金では、Ｍ群の元素の含有量が本
発明の請求項１に記載する範囲を外れるため、また比較
例７の合金ではＭ群の元素を含有しないため実用に耐え
うる機械的性質を有していない。
【００１９】
【発明の効果】以上説明したように本発明のＴｉ系非晶
質合金は、３０℃以上の過冷却液体領域と０．５５以上
の換算ガラス化温度を示すとともに、３．１×１０5 Ｎ
・ｍ／ｋｇ以上と高比強度特性を示す。これらのことか
ら、ガラス形成能、比強度に優れた実用上有用なＴｉ系
非晶質合金を提供することができる。
質合金は、３０℃以上の過冷却液体領域と０．５５以上
の換算ガラス化温度を示すとともに、３．１×１０5 Ｎ
・ｍ／ｋｇ以上と高比強度特性を示す。これらのことか
ら、ガラス形成能、比強度に優れた実用上有用なＴｉ系
非晶質合金を提供することができる。
Claims (3)
- 【請求項１】 式：Ｔｉ100-a-b-cＭ′cＴＭa Ｍb ［式
中、Ｍ′はＺｒ、ＮｂおよびＴａよりなる群から選択さ
れる１種または２種以上の元素、ＴＭは、Ｆｅ、Ｃｏ、
ＮｉおよびＣｕよりなる群から選択される１種または２
種以上の元素、Ｍは、Ｂ、Ｇｅ、およびＳｉよりなる群
から選択される１種または２種以上の元素であり、ａ、
ｂおよびｃはそれぞれ原子％を表し、３０≦ａ≦７０、
５≦ｂ≦１０、０≦ｃ≦２０を満足する］で示される組
成を有し、非晶質相を体積百分率で５０％以上含むＴｉ
系非晶質合金。 - 【請求項２】 ３０℃以上の過冷却液体領域と０．５５
以上の換算ガラス化温度を示す非晶質形成能に優れた請
求項１記載のＴｉ系非晶質合金。 - 【請求項３】 ０．５ｍｍ2 以上の断面積を有し、３．
１×１０5 Ｎ・ｍ／ｋｇ以上の比強度を示す請求項１ま
たは２記載のＴｉ系非晶質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03792199A JP3761737B2 (ja) | 1998-09-25 | 1999-02-16 | 高比強度Ｔｉ系非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-272260 | 1998-09-25 | ||
| JP27226098 | 1998-09-25 | ||
| JP03792199A JP3761737B2 (ja) | 1998-09-25 | 1999-02-16 | 高比強度Ｔｉ系非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000160308A true JP2000160308A (ja) | 2000-06-13 |
| JP3761737B2 JP3761737B2 (ja) | 2006-03-29 |
Family
ID=26377093
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03792199A Expired - Fee Related JP3761737B2 (ja) | 1998-09-25 | 1999-02-16 | 高比強度Ｔｉ系非晶質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3761737B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002053791A1 (fr) * | 2000-12-27 | 2002-07-11 | Japan Science And Technology Corporation | Alliage amorphe à base de cuivre |
| DE10224722C1 (de) * | 2002-05-30 | 2003-08-14 | Leibniz Inst Fuer Festkoerper | Hochfeste, plastisch verformbare Formkörper aus Titanlegierungen |
| WO2005024274A1 (ja) | 2003-09-02 | 2005-03-17 | Namiki Seimitsu Houseki Kabushiki Kaisha | 精密歯車、その歯車機構及び精密歯車の製造方法 |
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