专利名称：一类具有等原子比成分特征的多组元非晶态合金的制作方法
技术领域：
本发明涉及非晶态合金(或金属玻璃)，特别提供了一类由前过渡族金属元素和后过渡族金属元素分别按等原子比构成的多组元非晶态合金。
背景技术：
非晶态合金(亦称金属玻璃)由于其原子排列的长程无序和没有晶界，具有高强度、耐腐蚀和各向同性等特性。在汽车、飞行器、微型机械、微电子、体育用品、精密仪器、防盗设备、能量转换、医用材料等领域具有广泛的应用前景。非晶态合金的制备通常是将合金熔体冷却至低于它的玻璃转变温度(一般用Tg表示)，避免发生明显的晶体形核与结晶，从而凝固形成非晶态(或玻璃态)结构的合金。
普通的金属与合金从液态冷却时将发生结晶。然而，有些合金以足够快的冷却速率冷却时可以过冷，在室温下仍保持为极度粘滞的液相或者是玻璃相。某些合金体系形成非晶态所需要的临界冷却速率大约为104～106K/秒，一般只能用单辊急冷法、锤砧法制备出非晶态结构的合金薄片，厚度在20～100微米。或者采用气体雾化技术将合金熔体破碎成细小的液滴，以提高其冷却速率，使其达到103～104K/秒的冷却速率，冷却后可形成颗粒直径在5～200微米的非晶态合金粉末。另有一些合金体系形成非晶态所需要的冷却速率仅需在1～102K/秒数量级，如Mg-Ln-TM、Ln-Al-TM、Zr-(Ti，Nb，Hf)-Al-TM、Zr-Ti-TM-Be、(Cu，Ni)-(Ti，Zr)-(Sn，Si)、Pd-(Cu，Ni)-P、Ti-(Cu，Ni)-(Sn，Si，B)等(Ln＝镧系金属，TM＝过渡族金属)，这类合金可由铜模浇铸、熔体吸铸、挤压铸造、水淬等方法获得直径为一至几十毫米的非晶态合金圆棒，或其它形状的三维块体材料。
某些非晶态合金特别是三元以上的多组元非晶态合金在发生晶化转变之前表现有明显的玻璃转变(即合金由非晶固体转变为过冷液体，这通常伴随有粘度和比热的突变)，形成较宽的过冷液态温度区间ΔTx。ΔTx定义为非晶态固体连续加热过程中发生晶化转变的起始温度Tx与玻璃转变温度Tg之差值，即ΔTx＝Tx-Tg。现已发现大约有近百种多组元的非晶态合金具有这一特点，ΔTx值可超过30℃，甚至100℃，如Mg-Ln-TM、Ln-Al-TM、Zr-Al-TM、Ti-Zr-TM、Ti-(Ni，Cu)-Sn、Ti-(Cu，Ni)-(Sn，Si，B)、Zr-(Ti，Nb，Hf)-Al-TM、Zr-Ti-TM-Be、Fe-(Al，Ga)-(P，C，B，Si)、Ni-Cu-Nb-Mo-P-B、Co-Zr-Nb-B、Ni-Cr-Nb-Mo-P-B、(Cu，Ni)-(Ti，Zr)-(Sn，Si)、Pd-(Cu，Ni)-P、(Fe，Co)-(Zr，Hf，Nb，Ta)-B等(Ln＝镧系金属，TM＝过渡族金属)。在Tg温度附近合金的粘度急剧下降，可表现出“类超塑性”的行为。利用这一特性可实施非晶态合金在过冷液态温度区间的近净形加工，将几何形状简单的原始材料制作成形状复杂的小型零部件，也可将粉末或薄带等低维形式的非晶态合金经过热压、热等静压、热挤出等粉末冶金技术固结成为块体材料。
现已发现，具有深共晶成份或者在共晶成份附近的合金易于通过熔体的冷却形成非晶态结构。其原因在于深共晶成份的合金熔体在结晶形核时有两种以上的晶体相(固溶体或金属间化合物)同时析出，需要溶质元素的再分配，因此晶体相的形核与生长相对困难，有利于合金熔体的过冷和达到玻璃转变温度，形成非晶态结构。一般说来，合金的本征玻璃形成能力以及合金熔体的热稳定性直接依赖于合金的化学成份，合金元素的多元化(即由多种合金元素组成)是提高合金本征玻璃形成能力和热稳定性的有效途径。在多组元合金体系中，所有元素的浓度要同时满足晶体相形核的成份需求要比在组元较少的合金体系中更为困难。
通常，非晶态合金的形成大都以二元或者三元合金共晶合金为基础，进一步添加其它合金元素使其多元化，合金体系可视为伪二元或者伪三元合金。由于共晶合金的成份一般都偏离等原子比成份(如A、B组元的二元合金偏离A50B50，A、B、C组元的三元合金偏离A33B33C33，......，以此类推)，因此合金成份必然存在有某一种金属主元素(含量一般不低于40％，原子百分比)，如以Fe元素为主的合金视为铁基、Cu元素为主的合金视为铜基、Ni元素为主的合金视为镍基......，以此类推。合金的性能也紧密依赖于主元素的性质，如Fe、Co、Ni、Nd基的非晶态合金具有铁磁性，Al、Mg、Ti基的非晶态合金具有高的比强度，Nb、V、Ta、Mo类难熔金属基的非晶态合金具有晶化温度高、热稳定性好等特点。
等原子比成份的合金将不再以某一种金属元素为主，其中任一种元素的含量一般均低于30％，而且至少存在另一种元素与其含量相同。四种组元以下的等原子比合金，一般仍不足以通过熔体的快速冷却形成非晶态合金。但合金体系的组元增加至五种元素以上，合金的玻璃形成能力可得到提高，合金玻璃形成的临界冷却速率甚至可达到102K/秒数量级，由铜模浇铸即可获得毫米量级的非晶态块体材料，如Ti20Zr20Hf20Cu20Ni20合金等。等原子比成份的非晶态合金可具有良好的综合性能，如高强度、耐腐蚀等，进一步拓宽人们遴选非晶态合金的范围和应用领域。
发明的技术内容本发明提供了一类具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金，其特征在于由按等原子比分配的前过渡族金属和后过渡族金属两类元素构成，另含有第三类辅助元素。合金成份的表达式为MaTbRc，其中下标a、b、c为原子百分比。M为前过渡族元素Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta中的2～4种，且按照等原子比分配；T为后过渡族元素Cu、Ni、Co、Fe、Pd、Zn中的3～4种，且按照等原子比分配；R为元素Al、B、Be、Si、Ge、Ga、Cr、Mn、Sn、Y、La、Ce、Pr、Sm、Gd、Nd、Mm(混合稀土)、Mo、W中的至少一种，a＝10～70％，b＝10～80％，c＝0.5～20％，a+b+c＝100％。
本发明具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金中，任何一种元素含量最好低于30％，原子百分比。
上述“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”中不可避免的杂质元素氢、氧、氮含量不超过0.1％重量比。
按照所述等原子比名义成份特征的多组元合金，可利用熔体急冷方法获得厚度(或粒径)20～130微米、非晶态结构的薄带、薄片或粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。非晶相的体积百分数可由X射线衍射谱、电子显微镜观察或差示扫描量热(DSC)测量得到的非晶相晶化转变释放热来估计。
按照所述等原子比名义成份特征的多组元合金，以元素粉末混和物或预合金化的粉末(或碎屑)为起始材料，在惰性气氛保护下，经机械研磨可获得粒径10～100微米、非晶态结构的合金粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。
本发明提供的“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”中，按等原子比分配的前过渡族元素Ti、Zr、Hf、Nb、V、Ta为一组，其特征在于组内元素之间在液态的混合热等于或接近于零，固态无限互溶或者具有很大的相互固溶度，而不形成金属间化合物。合金中需含有这一组元素中的至少两种，两种以上的合金可具有更好的玻璃形成能力。总含量为10～70％，超出这一范围的合金不再具有无主元素的特征，或者导致玻璃形成能力的下降。另一组为后过渡族元素Cu、Ni、Co、Fe、Pd、Zn，其特征在于组内元素之间在液态的混合热等于或接近于零，固态无限互溶或者具有很大的相互固溶度，而不形成金属间化合物。合金中需含有这一组元素中的至少三种，三种以上的合金可具有更好的玻璃形成能力。总含量为10～80％，超出这一范围的合金不再具有无主元素的特征，或者导致玻璃形成能力的下降。本发明提供的合金另含有第三类辅助元素，包括元素Al、B、Be、Si、Ge、Ga、Cr、Mn、Sn、Y、La、Ce、Pr、Sm、Gd、Nd、Mm(混合稀土)、Mo、W中的至少一种， 亦可几种同时使用。这类元素的作用在于降低合金的熔化温度、净化熔体，以进一步提高合金的玻璃形成能力，或者提高非晶相的热稳定性。合金中的总含量为0.5～20％，超出这一范围，合金不再具有无主元素的特征，或者导致玻璃形成能力的下降。合金的最终玻璃形成能力取决于三组元素的配合达到某一最佳成份。
本发明提供的“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”允许存在有少量杂质，如氧、碳、铁等，杂质元素主要来自于起始原材料、合金冶炼过程中的气氛、坩埚材料、保护气氛等。本发明提供合金中的元素Ti、Zr、Hf、Nb、V、Ta、Y、La、Ce、Nd等是非常活泼的元素，与氢、氧、氮等气相杂质元素有很强的亲和力，杂质元素的引入在合金的制备过程中难以避免，但只要适当控制制备过程中的工艺条件与合金成份，仍可保证合金非晶态的形成，对合金的玻璃形成能力以及非晶态合金的过冷液态温度区间的宽度没有破坏性影响。尽管如此，最终合金中氢、氧、氮元素的含量不宜超过0.1％(重量比)。
本发明提供的“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”可在加热发生晶化转变之前，形成较稳定的过冷液体，表现出明显的玻璃转变，形成的过冷液态温度区间超过50℃。这为非晶态合金的在过冷液态温度区间的近净形加工成型提供了机遇，如可将非晶态合金薄带或粉末利用热压、热等静压、温挤出、烧结锻造等粉末冶金技术固结成板、棒等块体材料。
本发明提供的“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”具有较高的强度，拉伸强度可达到1500～2000MPa，显微硬度可达到5800～6500MPa。
本发明提供的“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”，当含有Hf、Nb、V、Ta、Mo、W元素时具有较好的热稳定性，连续加热时的晶化起始温度可超过600℃，甚至高达800℃。
本发明提供的“等原子比成份特征的多组元非晶态合金”可发生“纳米晶化”转变，即通过适当的后续加热退火，使其发生部分晶化，形成纳米尺度(3～30纳米)晶体颗粒弥散分布于非晶态合金基体上的复合材料。
图1为五种熔体急冷制备的合金薄带的X射线衍射谱，证实合金为非晶态结构(Cu靶)。
a)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)40Al10(实施例1)，，b)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)55(Cu0.33Ni0.33Fe0.33)35Al10(实施例2)，c)(Ti0.33Zr0.33Nb0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)33Sn7(实施例3)，d)(Ti0.33Zr0.33V0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)43Sn7(实施例4)，e)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)30Al8Y2(实施例5)。
图2为五种熔体急冷制备的合金薄带的差示扫描量热(DSC)分析曲线(加热速率为20K/min)。
a)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)40Al10(实施例1)，，b)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)55(Cu0.33Ni0.33Fe0.33)35Al10(实施例2)，c)(Ti0.33Zr0.33Nb0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)33Sn7(实施例3)，d)(Ti0.33Zr0.33V0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)43Sn7(实施例4)，e)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)30Al8Y2(实施例5)。
图3为三种机械研磨制备的合金粉末的X射线衍射谱，证实合金为非晶态结构(Cu靶)。
a)(Ta0.33Nb0.33V0.33)55(Ni0.33Fe0.33Co0.33)35Al6Si4(实施例6)，b)(Zr0.5Nb0.5)15(Fe0.33Co0.33Ni0.33)70Si10B5(实施例7)，c)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)33(Cu0.33Ni0.33Co0.33)60Al5Si2(实施例8)。
图4为三种机械研磨制备的合金粉末的热分析曲线(加热速率为20K/min)。
a)(Ta0.33Nb0.33V0.33)55(Ni0.33Fe0.33Co0.33)35Al6Si4(实施例6)，b)(Zr0.5Nb0.5)15(Fe0.33Co0.33Ni0.33)70Si10B5(实施例7)，c)(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)33(Cu0.33Ni0.33Co0.33)60Al5Si2(实施例8)。
具体实施例方式实施例1 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)40Al10合金以市售纯金属Ti、Zr、Hf、Cu、Ni、Co和Al元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.8％，重量百分比，下同)为起始材料，按原子百分比配制成名义合金(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)40Al10，在钛纯化的氩气氛下电弧熔炼成母合金扣锭，合金锭经反复熔炼数次以确保成分的均匀性。取重量约7克的母合金放置于带有喷嘴的石英管内，石英管喷嘴的尺寸为4×0.6mm，经电磁感应熔化后，在高纯氩气压力作用下喷射在高速旋转的铜辊上(辊速为10米/秒)，熔体急冷形成厚70～130微米的薄带。采用X射线衍射表征薄带的结构，X射线衍射谱如图1(a)所示。从图中可见，布拉格衍射角2□在25°～50°范围出现一漫散衍射峰，证实薄带的结构为非晶态。同时采用差示扫描量热计(DSC)分析非晶态合金薄带的玻璃转变和晶化行为，DSC曲线如图2(a)所示。由曲线可以观察到在381℃和529℃处分别出现由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应，非晶态薄带的晶化过程分两步完成。由热分析得出该非晶态薄带的玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区间宽度(ΔTx)列于表1。
实施例2 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)55(Cu0.33Ni0.33Fe0.33)35Al10合金母合金的配制、扣锭和薄带的制备方法同实施例1(辊速为30米/秒)。合金经熔体急冷形成厚40～60微米的合金薄带。该合金薄带的X射线衍射谱和DSC结果分别如图1(b)和图2(b)所示。从X射线衍射谱中的漫散衍射峰结果证实薄带的结构为非晶态，从热分析曲线中可以观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应，非晶态薄带的晶化过程分两步完成。由热分析得出该非晶态薄带的玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区间宽度(ΔTx)列于表1。
实施例3 (Ti0.33Zr0.33Nb0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)33Sn7合金母合金的配制、扣锭和薄带的制备方法同实施例1(辊速为39米/秒)。合金经熔体急冷形成厚25～45微米的合金薄带。该合金薄带的X射线衍射谱和DSC结果分别如图1(c)和图2(c)所示。从X射线衍射谱中的漫散衍射峰结果证实薄带的结构为非晶态，从DSC曲线中可以观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应，非晶态薄带的晶化过程分两步完成。由热分析得出该非晶态薄带的玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区间宽度(ΔTx)列于表1。
实施例4 (Ti0.33Zr0.33V0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)43Sn7合金母合金的配制、扣锭和薄带的制备方法同实施例1(辊速为39米/秒)。合金经熔体急冷形成厚25～45微米的合金薄带。采用X射线衍射表征薄带的结构，该合金薄带的X射线衍射谱如图1(d)所示。从图中可见，布拉格衍射角2□在30°～50°范围出现一漫散衍射峰，同时有少量晶体衍射峰的存在，证实薄带的结构为非晶相与纳米晶体共存的复合结构，非晶相的体积百分比不低于50％。同时采用DSC分析非晶态合金薄带的玻璃转变和晶化行为，DSC曲线如图2(d)所示。由曲线可以观察到在432℃和574℃处分别出现由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应，非晶态薄带的晶化过程分两步完成。由热分析得出该非晶态薄带的玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区间宽度(ΔTx)列于表1。
实施例5 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)30Al8Y2合金母合金的配制、扣锭和薄带的制备方法同实施例1(辊速为39米/秒)。合金经熔体急冷形成厚25～45微米的合金薄带。该合金薄带的X射线衍射谱和DSC结果分别如图1(e)和图2(e)所示。从X射线衍射谱中的漫散衍射峰结果证实薄带的结构为非晶态，从DSC曲线中可以观察到由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应，非晶态薄带的晶化过程分两步完成。由热分析得出该非晶态薄带的玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区间宽度(ΔTx)列于表1。
实施例6 (Ta0.33Nb0.33V0.33)55(Ni0.33Fe0.33Co0.33)35Al6Si4合金以市售金属元素钽、铌、钒、镍、铁、钴、铝粉末和类金属元素硅粉末作为起始材料，元素粉末纯度均高于99.7％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为(Ta0.33Nb0.33V0.33)55(Ni0.33Fe0.33Co0.33)35Al6Si4的粉末混和物。粉末混和物及GCr15钢球按球与物料重量比5∶1在高纯Ar气(99.99％)氛下装填于淬火不锈钢球磨罐内。将密闭的球磨罐安装于SPEX 8000高能振动式球磨机上进行研磨。粉末混和物经32小时机械研磨后，采用X射线衍射表征粉末样品的结构，该合金粉末的X射线衍射谱如图3(a)所示。从图中可见，布拉格衍射角2□在30°～55°范围出现一漫散衍射峰，证实合金粉末的结构为非晶态。粉末的粒度约为20～100微米，非晶相体积百分数不少于50％。同时DSC分析非晶态合金粉末的玻璃转变和晶化行为，DSC曲线如图4(a)所示。由曲线可以观察到在767℃和855℃处分别出现由于玻璃转变引起的吸热现象和晶化引起的放热反应，非晶态合金粉末的晶化过程由一步完成。由热分析得出该非晶态合金粉末的玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和过冷液态温度区间宽度(ΔTx)列于表1。
实施例7 (Zr0.5Nb0.5)15(Fe0.33Co0.33Ni0.33)70Si10B5合金以市售金属元素锆、铌、铁、钴、镍粉末和类金属元素硅、硼粉末作为起始材料，元素粉末纯度均高于99.7％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为(Zr0.5Nb0.5)15(Fe0.33Co0.33Ni0.33)70Si10B5的粉末混和物。机械研磨过程与实施例1相同。粉末混和物经40小时机械研磨后，采用X射线衍射表征粉末样品的结构，该合金粉末的X射线衍射谱如图3(b)所示。从图中可见，布拉格衍射角2□在30°～55°范围出现一漫散衍射峰，但仍可观察到少量宽化的衍射峰存在，证实合金粉末的结构为纳米晶体与非晶态并存。非晶相体积百分数不少于50％。粉末的粒度约为20～100微米。同时DSC分析非晶态合金粉末的玻璃转变和晶化行为，DSC曲线如图4(b)所示。由曲线可以观察到在575℃处晶化引起的放热反应，非晶态合金粉末的晶化过程由一步完成。由热分析得出该非晶态合金粉末的晶化起始温度(Tx)列于表1。
实施例8 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)33(Cu0.33Ni0.33Co0.33)60Al5Si2合金以市售金属元素钛、锆、铪、铜、镍、钴、铝粉末和类金属元素硅粉末作为起始材料，元素粉末纯度均高于99.7％，粒度为-200或-325目，配制成名义成分为(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)33(Cu0.33Ni0.33Co0.33)60Al5Si2的粉末混和物。机械研磨过程与实施例1相同。粉末混和物经32小时机械研磨后，采用X射线衍射表征粉末样品的结构，该合金粉末的X射线衍射谱如图3(c)所示。从图中可见，布拉格衍射角2□在30°～55°范围出现一漫散衍射峰，证实合金合金粉末的结构为非晶态。非晶相体积百分数不少于50％。粉末的粒度约为20～100微米。同时采用DSc分析非晶态合金粉末的玻璃转变和晶化行为，DSC曲线如图4(c)所示。由曲线可以观察到在483℃和571℃处分别出现晶化引起的放热反应，非晶态薄带的晶化过程分两步完成。由热分析得出该非晶态合金粉末的晶化起始温度(Tx)列于表1。
表1各实施例中具有等原子比成份特征的非晶态合金的玻璃转变温度(Tg)，晶化开始温度(Tx)和过冷液态区宽度(ΔTx)(加热速率为20K/min)TgTxΔTx实施例合金成分(℃) (℃)(℃)1 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)40Al10381 508 1272 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)55(Cu0.33Ni0.33Fe0.33)35Al10408 485 773 (Ti0.33Zr0.33Nb0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)33Sn7415 500 854 (Ti0.33Zr0.33V0.33)50(Cu0.33Ni0.33Co0.33)43Sn7432 560 1285 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)60(Cu0.33Ni0.33Co0.33)30Al8Y2400 460 606 (Ta0.33Nb0.33V0.33)55(Ni0.33Fe0.33Co0.33)35Al6Si4767 807 407 (Zr0.5Nb0.5)15(Fe0.33Co0.33Ni0.33)70Si10B5-472 -8 (Ti0.33Zr0.33Hf0.33)33(Cu0.33Ni0.33Co0.33)60Al5Si2-417 -
权利要求
1.一类具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金，其特征在于合金成份的表达式为MaTbRc，其中下标a、b、c为原子百分比；M为前过渡族元素Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta中的2～4种，且按照等原子比分配；T为后过渡族元素Cu、Ni、Co、Fe、Pd、Zn中的3～4种，且按照等原子比分配；R为元素Al、B、Be、Si、Ge、Ga、Cr、Mn、Sn、Y、La、Ce、Pr、Sm、Gd、Nd、混合稀土Mm、Mo、W中的至少一种，a＝10～70％，b＝10～80％，c＝0.5～20％，a+b+c＝100％。
2.按照权利要求1所述具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金，其特征在于任何一种元素的含量低于30％，原子百分比。
3.按照权利要求1或2所述具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金，其特征在于合金中不可避免的杂质元素氢、氧、氮含量不超过0.1％重量百分比。
4.按照权利要求1或2所述具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金，其特征在于给定名义成份的合金，为利用熔体急冷方法获得厚度或粒径20～130微米、非晶态结构的薄带、薄片或粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。
5.按照权利要求1或2具有等原子比成份特征的多组元非晶态合金，其特征在于给定名义成份的合金，为以元素粉末混和物或预合金化母合金的粉末或碎屑为起始材料，在惰性气氛保护下，经机械研磨获得粒径10～100微米、非晶态结构的合金粉末，非晶相的体积百分数不少于50％。
全文摘要
本发明提供了一类具有等原子比成分特征的多组元非晶态合金，其特征在于合金不含有任何一种主元素含量低于30％，原子百分比，分别由按等原子比分配的前过渡族金属和后过渡族金属两类元素构成，另含有第三类辅助元素。合金成分的表达式为M
文档编号C22C45/00GK1566394SQ0313380
公开日2005年1月19日 申请日期2003年6月25日 优先权日2003年6月25日
发明者张来昌, 徐坚 申请人:中国科学院金属研究所