図1は、本発明の溶接法を示す。同図にお いて、金属ガラス1としてZr基金属ガラスを、 また、結晶金属2として、Zr,Ti,Ni,SUS316Lを用い� ��。 金属ガラス1と結晶金属2を当接するに当 たっては、結晶金属2側の開先空間の上部に� �深さが0.5mm、巾が0.5mmの直線状にカットされ� ��開先空間Yを形成した。溶接条件として、加 速電圧は60kV一定とし、電流と速度を変化さ� �、当接面から結晶金属2側にシフトして溶接� ��行った。

 図2は、この結晶金属側に形成した開先空 間によって形成される空間への金属ガラス1� �溶解充填状態を示す。同図に示すように、� �接面には、上端部の開先空間を含む広い領� �の上端溶融部41から下方に向かって細くなっ て下面に至る下方溶融部42からなる溶融部4を 形成し、接合部位の表面には凹部が形成され た。この表面凹部の形成を少なくするために は、接合部に補充用の金属ガラスを配置して 、ビーム照射によって融解して、開先空間に 補充したり、あるいは、ビーム照射位置に粉 末状あるいは線状の金属ガラスを供給するな どの手段を講じることもできる。また、必要 に応じて予熱を講じてもよい。

 表1は、従来法と本発明との接合状態の良否 の判定結果を示す。同表に示す照射タイプ � ��,ロ,ハは図3に示すもので、イは金属ガラス1 と結晶金属2との当接面に高エネルギービー� �Xを射照する場合を、ロは高エネルギービー� ��Xの射照位置を当接面から金属ガラス側にシ フトする場合を、また、ハは本発明に基づき 高エネルギービームXの射照位置を当接面か� �金属ガラス側にシフトするとともに結晶金� �側のみの上端部に開先空間を形成した場合� �示す。

 同表において、接合状態を◎、○、△、x によって示す。◎は接合部位が接合した金属 ガラスと全く同一のアモルファス組織を有し 接合効率100%以上で曲げ試験で破断しないも� �であった。○は接合効率が100%以上であって� ��曲げ試験で破断し、溶接金属が金属ガラス� ��同一のアモルファス組織を有するものであ� ��。△は接合効率50%以上100%未満であり、xは� �合効率50%未満であって、金属化合物が存在� �、接合した金属ガラスとは異質の組織を有� �るものであった。

 同表から明かなとおり、結晶金属がZrの� �合は、高エネルギービームの照射が何れの� �合であっても完全な接合状態を呈し、Tiの場 合は、高エネルギービームの照射位置が金属 ガラス側にシフトしておれば、結晶金属側に 開先空間を設ける如何に拘わらず、金属ガラ スと同質の組織を形成した。しかしながら、 NiとSUSの場合は、本発明の溶接法の下で、金� ��ガラスと同質の組織の形成が可能になった� ��

 図4および図5は、金属ガラスと結晶金属� �あるステンレス鋼との溶接部付近の溶接金� �の組成の変化を測定した結果を示す。図4に� ��すビーム照射位置のシフトとともに開先空� ��を設けた本発明の実施例の場合、その組成� ��上端溶融部から下方溶融部に亘って金属ガ� ��ス1の組成を持ち、金属ガラス1と均質であ� �て、結晶金属2は混合しておらず、非晶質の� ��属ガラスとなり得る組成を有するものであ� ��た。また、図5に示すビーム照射位置のシフ トのみを行った比較例の場合は、上端溶融部 は結晶金属が混入した組成であって、溶接金 属内で脆性を示す結晶化域が観察された。

 図6および図7は、金属ガラスとステンレ� �鋼の接合体の各部分の結晶化の有無を微少� �域X線回折法によって調べた結果を示す。こ� ��らの図は、上部の接合体の状態を示す図のp はステンレス鋼を、qは上端溶融部を、rは下� ��溶融部を、またsは金属ガラスを示もので、 下方の微少領域X線回折試験の結果は、これ� �対応するものである。図6に示すビーム照射� ��置のシフトとともに開先空間を設けた本発� ��の実施例の場合、その溶接金属は、上端溶� ��部から下方溶融部に亘って金属ガラス1の組 成を持ち、金属ガラス1と均質であって、結� �化は発生しておらず、非晶質の金属ガラス� �あった。一方、図7に示すビーム照射位置の� ��フトのみを行った比較例の場合は、上端溶� ��部は結晶金属が混入したものであって、溶� ��金属内で脆性を示す結晶化域が観察された� ��

 (実施例から見た本発明による効果の総合評 価)
 表2は、上記個々の実施例における総合評価 を示す。

 同表によって、本発明によって十分な接� ��強度を持つ金属ガラスと結晶金属との接合� ��が得られ、また、溶接条件範囲の拡大、被� ��接材の大型化、適用金属ガラスの拡大、適� ��結晶金属の拡大の効果を奏することができ� ��。

 図8は、Zr基金属ガラスに各種結晶金属が� ��解した場合の溶融部のガラス形成能の変化� ��対する結晶金属成分の影響の度合いを示す� ��ので、Ni,SUSはZr、Tiより融点が低いので溶け 込みやすく、特にSUSは今回使用した金属ガラ スの構成成分と異なるため、溶接金属中に僅 かに溶け込むだけで、ガラス形成能を大きく 損なってしまうということを示している。

 図9は、Zr基金属ガラスに各種結晶金属が� ��る一定量溶解した場合における溶接の困難� ��と板厚の関係ならびに各溶接方法で良好な� ��接ができる範囲を示す概念図であって、高� ��ネルギービームの適用によっても、従来、� ��接が不可能であったSUSにおいても本発明を� ��用することによって溶接が可能になった。

 以上の実施例によって、その他、以下の� ��果が明白に示された。

・上端部に開先空間を取ることで、結晶金 属が溶接金属内へ溶け出すことが抑えられる 。したがって、Ni、SUSの例に見られるとおり� ��溶接金属の組成を、ガラス形成能を損なわ� ��い組成範囲内に制御でき、ビーム走査位置� ��界面側に近づけても、十分な接合強度を持� ��接合体が得られる。ビーム走査位置を離さ� ��ければ接合できなかった組み合わせでも、� ��先空間を取ることによって、開先空間を取� ��ない場合に接合できなかったビーム走査位� ��で溶接を行い、接合強度の向上ができた。

・上端部に開先空間を取ることで、結晶金 属を溶融させる分のエネルギーを金属ガラス の溶融に使うことができるため、より少ない 入熱で金属ガラスのみを溶解させて十分な接 合強度を持つ接合体を得ることが可能となる (例 Ti)。 上端部に開先空間を取ることによ� ��て、より低い入熱であっても同じ接合強度� ��得られた。

・板厚の大きな部材を溶接する際、貫通溶 接をするために溶接入熱を上げなければなら ない。その結果、溶融幅が広くなる。開先空 間を取らない場合結晶金属側が大きく溶解さ れ、溶接金属の組成が大きく変化するが、結 晶金属側に上端部の開先空間を取ることで、 結晶金属の溶解を抑えられ溶接金属の組成が ガラス形成能を損なわない組成に保つことが でき、十分な接合強度を持つ接合体を得るこ とが可能となる(例 Ti)。t=2mmの場合、開先空� ��を取らなくても十分な接合強度が得られた� ��、t=3mmとしたときは十分な強度が得られな� �った。しかし。t=3mmの場合でも開先空間を取 ることで、優れた接合強度を持つ接合体が得 られた。

・ガラス形成能の劣る金属ガラスの溶接に おいても、結晶金属側の上端部に開先空間を 取ることによって、結晶金属の溶解が抑えら れ、溶接が可能となり、十分な強度を持った 接合体を得ることができる(例 金属ガラスb)� ��

・金属ガラスの成分であるZr、Tiはある程� �溶接金属内に溶け込んでもガラス形成能を� �なうことはないが、金属ガラスに含まれな� �成分が結晶金属側から溶接金属内に溶け込� �と、ガラス形成能に大きな影響を与えるた� �、極力それらの成分の溶解を抑制しなけれ� �、十分な接合強度を持った接合体は得られ� �い。そこで結晶金属側の上端部に開先空間� �取ることによって、結晶金属の溶解が抑え� �れ、溶接金属の組成変化が小さくなるため� �開先空間を取らない場合には溶接不可能で� �った結晶金属と金属ガラスとの組み合わせ� �接合体を得ることができる (例  金属ガラ� ��a-SUS、Ni)。