JP2002256401A - Ｃｕ基非晶質合金 - Google Patents
Ｃｕ基非晶質合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大きな非晶質形成能を有し、優れた機械的性
質、優れた加工性を兼ね備えたＣｕ基非晶質合金の提
供。 【構成】 式： Cu100-a-b(Zr＋Hf)aTibまたは Cu
100-a-b-c-d(Zr＋Hf)aTibMcTd ［式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,Sn,Al,Ta,希土
類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元
素、Tは、Ag,Pd,Pt,Au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、c、dは原子％で、5＜
a≦55、 0≦b≦45、30＜a＋b≦60、0.5≦c≦5、0≦d≦1
0である。]で示される組成を有する非晶質相を体積百分
率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金。この合金は、金型
鋳造法により直径（厚さ）1mm以上、非晶質相の体積百
分率90％以上の棒材（板材）が得られる。
質、優れた加工性を兼ね備えたＣｕ基非晶質合金の提
供。 【構成】 式： Cu100-a-b(Zr＋Hf)aTibまたは Cu
100-a-b-c-d(Zr＋Hf)aTibMcTd ［式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,Sn,Al,Ta,希土
類元素よりなる群から選択される1種または2種以上の元
素、Tは、Ag,Pd,Pt,Au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、c、dは原子％で、5＜
a≦55、 0≦b≦45、30＜a＋b≦60、0.5≦c≦5、0≦d≦1
0である。]で示される組成を有する非晶質相を体積百分
率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金。この合金は、金型
鋳造法により直径（厚さ）1mm以上、非晶質相の体積百
分率90％以上の棒材（板材）が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大きな非晶質形成
能を有し、機械的性質、加工性に優れたＣｕ基非晶質合
金に関する。
能を有し、機械的性質、加工性に優れたＣｕ基非晶質合
金に関する。
【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、粉粒体状など、種々の形状を
有する非晶質固体が得られることがよく知られている。
非晶質合金薄帯や粉末は、大きな急冷速度の得られる単
ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法
などの種々の方法で作製できるので、これまでにも、Fe
系,Ti系,Co系,Zr系,Ni系,Pd系またはCu系について多く
の非晶質合金が得られており、優れた機械的性質、高い
耐腐食性等の非晶質合金特有の性質が明らかにされてい
る。
薄帯状、フィラメント状、粉粒体状など、種々の形状を
有する非晶質固体が得られることがよく知られている。
非晶質合金薄帯や粉末は、大きな急冷速度の得られる単
ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法
などの種々の方法で作製できるので、これまでにも、Fe
系,Ti系,Co系,Zr系,Ni系,Pd系またはCu系について多く
の非晶質合金が得られており、優れた機械的性質、高い
耐腐食性等の非晶質合金特有の性質が明らかにされてい
る。
【０００３】本発明と関連するＣｕ基非晶質合金では、
主に、二元系Cu-Ti,Cu-Zr,(ScriptaMETALLURGICA.,10(1
976)337-940、Scripta METALLURGICA.,11(1977）761-76
4）、あるいは３元系Cu-Ni-Zr,Cu-Ag-RE,Cu-Ni-P,Cu-Ag
-P,Cu-Mg-RE,およびCu-(Zr,RE,Ti)-(Al,Mg,Ni)（特開平
7-41918号公報、特開平7-173556号公報、特開平9-59750
号公報、特開平11-61289号公報、Sic.Rep.RITU.A42(199
6)1343-1349、Sic.Rep.RITU.A28(1980)225-230，Mater.
Sic．Eng.,A181-182(1994)1383-1392、Mater.Trans.,JI
M,37(1996)359-362)に関して研究が行われてきた。
主に、二元系Cu-Ti,Cu-Zr,(ScriptaMETALLURGICA.,10(1
976)337-940、Scripta METALLURGICA.,11(1977）761-76
4）、あるいは３元系Cu-Ni-Zr,Cu-Ag-RE,Cu-Ni-P,Cu-Ag
-P,Cu-Mg-RE,およびCu-(Zr,RE,Ti)-(Al,Mg,Ni)（特開平
7-41918号公報、特開平7-173556号公報、特開平9-59750
号公報、特開平11-61289号公報、Sic.Rep.RITU.A42(199
6)1343-1349、Sic.Rep.RITU.A28(1980)225-230，Mater.
Sic．Eng.,A181-182(1994)1383-1392、Mater.Trans.,JI
M,37(1996)359-362)に関して研究が行われてきた。
【０００４】これらのＣｕ基非晶質合金は、主に、上述
の単ロール液体急冷法により作製された薄帯状試料で研
究がなされた。しかしながら、実用的な使用を鑑みた大
形状Ｃｕ基非晶質合金、言い換えれば非晶質形成能に優
れたＣｕ基非晶質合金に関しては研究開発は進んでいな
い。
の単ロール液体急冷法により作製された薄帯状試料で研
究がなされた。しかしながら、実用的な使用を鑑みた大
形状Ｃｕ基非晶質合金、言い換えれば非晶質形成能に優
れたＣｕ基非晶質合金に関しては研究開発は進んでいな
い。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ガラス遷移を示し、広
い過冷却液体領域および大きな換算ガラス化温度（Tg/T
m）を有する非晶質合金では、結晶化に対する高い安定
性を示して、大きな非晶質形成能を有することが知られ
ている。このような大きな非晶質形成能を有する合金
は、金型鋳造法によりバルク状非晶質材を作製すること
が可能である。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。
い過冷却液体領域および大きな換算ガラス化温度（Tg/T
m）を有する非晶質合金では、結晶化に対する高い安定
性を示して、大きな非晶質形成能を有することが知られ
ている。このような大きな非晶質形成能を有する合金
は、金型鋳造法によりバルク状非晶質材を作製すること
が可能である。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。
【０００６】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などの方法により任意
形状の非晶質合金形成体を作製することが可能である。
したがって、広い過冷却液体域および大きな換算ガラス
化温度（Tg/Tm）を有する合金は、大きな非晶質形成能
および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などの方法により任意
形状の非晶質合金形成体を作製することが可能である。
したがって、広い過冷却液体域および大きな換算ガラス
化温度（Tg/Tm）を有する合金は、大きな非晶質形成能
および優れた加工性を備えていると言える。
【０００７】上記の従来のＣｕ基非晶質合金のガラス形
成能は低いので、液体急冷法により薄帯状、粉末状、細
線状などの非晶質合金しか得られていない。そして、高
い熱的安定性を示しておらず、最終製品形状へ加工する
ことも困難なことから、工業的に見て、その用途がかな
り限定されていた。そこで、本発明は、大きなガラス形
成能を有し、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼ね
備えたＣｕ基非晶質合金の提供を目的とする。
成能は低いので、液体急冷法により薄帯状、粉末状、細
線状などの非晶質合金しか得られていない。そして、高
い熱的安定性を示しておらず、最終製品形状へ加工する
ことも困難なことから、工業的に見て、その用途がかな
り限定されていた。そこで、本発明は、大きなガラス形
成能を有し、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼ね
備えたＣｕ基非晶質合金の提供を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述の課
題を解決するために、Ｃｕ基合金の最適組成について研
究した結果、Zrおよび／またはHfを含有する特定組成の
合金を溶融し、液体状態から急冷凝固させることによ
り、25Ｋ以上の過冷却液体領域△Txを示す直径（肉厚）
1ｍｍ以上の非晶質相の棒（板材）が得られ、大きなガ
ラス形成能、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼ね
備えたＣｕ基非晶質合金が得られることを見出し、本発
明を完成するに至った。
題を解決するために、Ｃｕ基合金の最適組成について研
究した結果、Zrおよび／またはHfを含有する特定組成の
合金を溶融し、液体状態から急冷凝固させることによ
り、25Ｋ以上の過冷却液体領域△Txを示す直径（肉厚）
1ｍｍ以上の非晶質相の棒（板材）が得られ、大きなガ
ラス形成能、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼ね
備えたＣｕ基非晶質合金が得られることを見出し、本発
明を完成するに至った。
【０００９】すなわち、本発明は、式： Cu100-a-b(Zr
＋Hf)aTib［式中、a、bは原子％で、5≦a≦55、0≦b≦4
5、30＜a＋b≦60である。]で示される組成を有する非晶
質相を体積百分率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金であ
る。
＋Hf)aTib［式中、a、bは原子％で、5≦a≦55、0≦b≦4
5、30＜a＋b≦60である。]で示される組成を有する非晶
質相を体積百分率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金であ
る。
【００１０】また、本発明は、式： Cu100-a-b-c-d(Zr
＋Hf)aTibMcTd［式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,S
n,Al,Ta,または希土類元素よりなる群から選択される1
種または2種以上の元素、Tは、Ag,Pd,Pt,Au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、
c、dは原子％で、5＜a≦55、0≦b≦45、30＜a＋b≦60、
0.5≦c≦5、0≦d≦10である。]で示される組成を有する
非晶質相を体積百分率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金
である。なお、(Zr＋Hf)はZrおよび／またはHfを意味す
る。
＋Hf)aTibMcTd［式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,S
n,Al,Ta,または希土類元素よりなる群から選択される1
種または2種以上の元素、Tは、Ag,Pd,Pt,Au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、
c、dは原子％で、5＜a≦55、0≦b≦45、30＜a＋b≦60、
0.5≦c≦5、0≦d≦10である。]で示される組成を有する
非晶質相を体積百分率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金
である。なお、(Zr＋Hf)はZrおよび／またはHfを意味す
る。
【００１１】また、本発明は、△Tx＝Tx-Tg（ただし、T
xは、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。）
の式で表わされる過冷却液体領域の温度間隔△Txが25K
以上であることを特徴とする上記のＣｕ基非晶質合金で
ある。また、本発明は、Tg/Tm（ただし、Tmは、合金の
融解温度を示す。）の式で表わされる換算ガラス化温度
が0.56以上であることを特徴とする上記のＣｕ基非晶質
合金である。
xは、結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。）
の式で表わされる過冷却液体領域の温度間隔△Txが25K
以上であることを特徴とする上記のＣｕ基非晶質合金で
ある。また、本発明は、Tg/Tm（ただし、Tmは、合金の
融解温度を示す。）の式で表わされる換算ガラス化温度
が0.56以上であることを特徴とする上記のＣｕ基非晶質
合金である。
【００１２】また、本発明は、金型鋳造法により直径
（厚さ）１mm以上、非晶質相の体積百分率90％以上の棒
材（板材）が得られる上記のＣｕ基非晶質合金である。
また、本発明は、圧縮破断強度が1800MPa以上、伸びが
1.5％以上、ヤング率が100GPa以上の機械的性質を有す
る上記のＣｕ基非晶質合金である。
（厚さ）１mm以上、非晶質相の体積百分率90％以上の棒
材（板材）が得られる上記のＣｕ基非晶質合金である。
また、本発明は、圧縮破断強度が1800MPa以上、伸びが
1.5％以上、ヤング率が100GPa以上の機械的性質を有す
る上記のＣｕ基非晶質合金である。
【００１３】なお、本明細書中の「過冷却液体領域」と
は、毎分40 K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
されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対す
る抵抗力、すなわち非晶質の安定性、非晶質形成能力お
よび加工性を示す数値である。本発明の合金は25K以上
の過冷却液体領域△Txを有する。また、本明細書中の
「換算ガラス化温度」とは、ガラス遷移温度（Tg）と毎
分５Kの加熱速度で示差熱量分析（DTA）を行うことによ
り得られる合金の融解温度（Tm）の比で定義されるもの
である。「換算ガラス化温度」は非晶質形成能力を示す
数値である。
は、毎分40 K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
されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対す
る抵抗力、すなわち非晶質の安定性、非晶質形成能力お
よび加工性を示す数値である。本発明の合金は25K以上
の過冷却液体領域△Txを有する。また、本明細書中の
「換算ガラス化温度」とは、ガラス遷移温度（Tg）と毎
分５Kの加熱速度で示差熱量分析（DTA）を行うことによ
り得られる合金の融解温度（Tm）の比で定義されるもの
である。「換算ガラス化温度」は非晶質形成能力を示す
数値である。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態を説明
する。本発明のＣｕ基非晶質合金において、Zrおよび／
またはHfは、非晶質を形成する基本となる元素である。
Zrおよび／またはHf量は5原子％を超え55原子％以下
で、好ましくは10原子％以上40原子％以下である。5原
子％未満、55原子％超では、過冷却液体領域△Txおよび
換算ガラス化温度Tg/Tmが低下するため、非晶質形成能
が低下する。
する。本発明のＣｕ基非晶質合金において、Zrおよび／
またはHfは、非晶質を形成する基本となる元素である。
Zrおよび／またはHf量は5原子％を超え55原子％以下
で、好ましくは10原子％以上40原子％以下である。5原
子％未満、55原子％超では、過冷却液体領域△Txおよび
換算ガラス化温度Tg/Tmが低下するため、非晶質形成能
が低下する。
【００１５】また、Ti元素は、非晶質形成能を大幅に高
める効果を有するが45原子％を超えると過冷却液体領域
△Txおよび換算ガラス化温度Tg/Tmが低下するため、非
晶質形成能が低下する。Ti元素の含有量は、より好まし
くは、5原子％以上30原子％以下である。
める効果を有するが45原子％を超えると過冷却液体領域
△Txおよび換算ガラス化温度Tg/Tmが低下するため、非
晶質形成能が低下する。Ti元素の含有量は、より好まし
くは、5原子％以上30原子％以下である。
【００１６】Zrおよび／またはHf量とTiとの合計量は30
原子％を超え、60原子％以下とする。これらの合計含有
量が30原子％以下、60原子％を超えると非晶質形成能が
低下するため、バルク材が得られない。より好ましく
は、35原子％以上50原子％以下である。
原子％を超え、60原子％以下とする。これらの合計含有
量が30原子％以下、60原子％を超えると非晶質形成能が
低下するため、バルク材が得られない。より好ましく
は、35原子％以上50原子％以下である。
【００１７】Cuを10原子％まではAg,Pd,Au,Ptによって
置換してもよく、置換することにより、過冷却液体領域
の広さは、少々増加するが、10原子％を超えると過冷却
液体領域が25K未満となり、非晶質形成能力が低下す
る。
置換してもよく、置換することにより、過冷却液体領域
の広さは、少々増加するが、10原子％を超えると過冷却
液体領域が25K未満となり、非晶質形成能力が低下す
る。
【００１８】少量のFe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,Sn,Al,Ta,
または希土類元素（Y,Gd,Tb,Dy,Sc,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu,
Ho）の添加は機械的強度の向上に有効であるが、多量に
なると非晶質形成能が劣化するため、0.5原子％以上5原
子％以下が好ましい。
または希土類元素（Y,Gd,Tb,Dy,Sc,La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu,
Ho）の添加は機械的強度の向上に有効であるが、多量に
なると非晶質形成能が劣化するため、0.5原子％以上5原
子％以下が好ましい。
【００１９】図１には、Cu-Zr-Ti系合金において非晶質
バルク材の形成範囲と形成臨界厚さを示す。非晶質バル
ク材（直径1mm以上）が形成できる範囲を実線で示して
いる。丸の中の数字は非晶質合金が形成できる非晶質バ
ルク材の最大の厚さ（単位ｍｍ）を示す。図２には、本
発明合金の一例として、Cu60Zr20Ti20合金の非晶質バル
ク材における圧縮試験の応力−歪み曲線を示す。この合
金の圧縮破断強度はおよそ2000MPa、伸びは2.5％、ヤン
グ率は122GPaである。
バルク材の形成範囲と形成臨界厚さを示す。非晶質バル
ク材（直径1mm以上）が形成できる範囲を実線で示して
いる。丸の中の数字は非晶質合金が形成できる非晶質バ
ルク材の最大の厚さ（単位ｍｍ）を示す。図２には、本
発明合金の一例として、Cu60Zr20Ti20合金の非晶質バル
ク材における圧縮試験の応力−歪み曲線を示す。この合
金の圧縮破断強度はおよそ2000MPa、伸びは2.5％、ヤン
グ率は122GPaである。
【００２０】本発明のＣｕ基非晶質合金は、溶融状態か
ら公知の単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、ア
トマイズ法など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得ることがで
きる。また、本発明のＣｕ基非晶質合金は大きな非晶質
形成能を有するため、上述の公知の製造方法のみなら
ず、溶融金属を金型に充填鋳造することにより任意の形
状のバルク非晶質合金を得ることができる。
ら公知の単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、ア
トマイズ法など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得ることがで
きる。また、本発明のＣｕ基非晶質合金は大きな非晶質
形成能を有するため、上述の公知の製造方法のみなら
ず、溶融金属を金型に充填鋳造することにより任意の形
状のバルク非晶質合金を得ることができる。
【００２１】例えば、代表的な金型鋳造法においては、
本発明の合金組成となるように調製した母合金を石英管
中でアルゴン雰囲気中において溶融した後、溶融金属を
0.5〜1.5 kg・f/cm2の噴出圧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。更
に、ダイカストキャスティング法およびスクイズキャス
ティング法などの製造方法を適用することもできる。
本発明の合金組成となるように調製した母合金を石英管
中でアルゴン雰囲気中において溶融した後、溶融金属を
0.5〜1.5 kg・f/cm2の噴出圧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。更
に、ダイカストキャスティング法およびスクイズキャス
ティング法などの製造方法を適用することもできる。
【００２２】
【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１〜１７、比較
例１〜４）について、アーク溶解法により母合金を溶製
した後、単ロール液体急冷法により約20μmの薄帯試料
を作製した。そして、薄帯試料のガラス遷移温度(Tg)、
結晶化開始温度(Tx)を示差走査熱量計（DSC）より測定
した。これらの値より過冷却液体領域△Tx(=Tx-Tg)を算
出した。融解温度（Tm)の測定は、示差走査熱分析（DT
A)により測定した。これらの値より換算ガラス化温度
（Tg/Tm）を算出した。
１に示す合金組成からなる材料（実施例１〜１７、比較
例１〜４）について、アーク溶解法により母合金を溶製
した後、単ロール液体急冷法により約20μmの薄帯試料
を作製した。そして、薄帯試料のガラス遷移温度(Tg)、
結晶化開始温度(Tx)を示差走査熱量計（DSC）より測定
した。これらの値より過冷却液体領域△Tx(=Tx-Tg)を算
出した。融解温度（Tm)の測定は、示差走査熱分析（DT
A)により測定した。これらの値より換算ガラス化温度
（Tg/Tm）を算出した。
【００２３】また、金型鋳造法により作製した直径1mm
の棒状試料の非晶質化の確認はＸ線回折法により行っ
た。また、試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf-am
o.)は、DSCを用いて結晶化の際の発熱量を完全非晶質化
した厚さ約20μmの薄帯との比較により評価した。これ
らの評価結果を表１に示す。さらに、圧縮試験片を作製
し、インストロン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮
強度(σf）、ヤング率（E）および伸び(ε)を評価し
た。また、ビッカース硬さ（Hv）を測定した。評価結果
を表２に示す。
の棒状試料の非晶質化の確認はＸ線回折法により行っ
た。また、試料中に含まれる非晶質相の体積比率(Vf-am
o.)は、DSCを用いて結晶化の際の発熱量を完全非晶質化
した厚さ約20μmの薄帯との比較により評価した。これ
らの評価結果を表１に示す。さらに、圧縮試験片を作製
し、インストロン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮
強度(σf）、ヤング率（E）および伸び(ε)を評価し
た。また、ビッカース硬さ（Hv）を測定した。評価結果
を表２に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】表１より明らかなように、各実施例の非晶
質合金は、25K以上の過冷却液体領域△Tx(=Tx-Tg)と0.5
6以上の換算ガラス化温度(Tg/Tm）を示すとともに、直
径１mmの非晶質合金棒が容易に得られた。
質合金は、25K以上の過冷却液体領域△Tx(=Tx-Tg)と0.5
6以上の換算ガラス化温度(Tg/Tm）を示すとともに、直
径１mmの非晶質合金棒が容易に得られた。
【００２６】これに対して、比較例１〜２の合金は、Zr
および／またはHf＋Ti量が30原子％であり、ガラス遷移
を示さず、大きなガラス形成能を持っておらず、直径1m
mの棒状非晶質合金が得られなかった。比較例3の合金
は、Ni量が１0原子％であり、ガラス遷移を示さず、大
きなガラス形成能を持っておらず、直径1mmの棒状非晶
質合金が得られなかった。比較例4の合金は、基本元素
のZrおよび／またはHfが含有されておらず、冷却速度の
大きな単ロール法により作製したリボンでは非晶質化す
るが、直径1mmの棒状非晶質合金が得られず、圧縮試験
が不能であった。
および／またはHf＋Ti量が30原子％であり、ガラス遷移
を示さず、大きなガラス形成能を持っておらず、直径1m
mの棒状非晶質合金が得られなかった。比較例3の合金
は、Ni量が１0原子％であり、ガラス遷移を示さず、大
きなガラス形成能を持っておらず、直径1mmの棒状非晶
質合金が得られなかった。比較例4の合金は、基本元素
のZrおよび／またはHfが含有されておらず、冷却速度の
大きな単ロール法により作製したリボンでは非晶質化す
るが、直径1mmの棒状非晶質合金が得られず、圧縮試験
が不能であった。
【００２７】
【表２】
【００２８】表２より明らかなように、各実施例の非晶
質合金は、1800MPa以上の圧縮破断強度(σf)、1.5％以
上の伸び(ε)および100Gpa以上のヤング率(E)を示す。
質合金は、1800MPa以上の圧縮破断強度(σf)、1.5％以
上の伸び(ε)および100Gpa以上のヤング率(E)を示す。
【００２９】さらに、表３に示す合金組成からなる材料
（実施例１８〜３３、比較例５〜８）について、アーク
溶解法により母合金を溶製した後、金型鋳造法により非
晶質単相組織が得られる棒状試料の臨界厚さと臨界直径
を測定した。さらに、圧縮試験片を作製し、インストロ
ン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮強度(σf）を測
定した。結果を表３に示す。
（実施例１８〜３３、比較例５〜８）について、アーク
溶解法により母合金を溶製した後、金型鋳造法により非
晶質単相組織が得られる棒状試料の臨界厚さと臨界直径
を測定した。さらに、圧縮試験片を作製し、インストロ
ン型試験機を用いて圧縮試験を行い圧縮強度(σf）を測
定した。結果を表３に示す。
【００３０】
【表３】
【００３１】表３より明らかなように、比較例では臨界
厚さが高々０．１ｍｍであるのに対して、実施例では式
中のＭで表される希土類元素などの添加により臨界厚さ
が２ｍｍ以上で圧縮強度が２０００ＭＰａを超える大き
な非晶質形成能と優れた機械的性質に優れた非晶質合金
が得られたことが分かる。
厚さが高々０．１ｍｍであるのに対して、実施例では式
中のＭで表される希土類元素などの添加により臨界厚さ
が２ｍｍ以上で圧縮強度が２０００ＭＰａを超える大き
な非晶質形成能と優れた機械的性質に優れた非晶質合金
が得られたことが分かる。
【００３２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＣｕ基非
晶質合金組成によれば、金型鋳造法により直径（厚さ）
1mm以上の棒状試料を容易に作製することができる。こ
れらの非晶質合金は25Ｋ以上の過冷却液体領域を示すと
ともに、高強度、高ヤング率を有する。これらのことか
ら、本発明は、大きな非晶質形成能、優れた機械的性
質、優れた加工性、を兼備した実用上有用なＣｕ基非晶
質合金を提供することができる。
晶質合金組成によれば、金型鋳造法により直径（厚さ）
1mm以上の棒状試料を容易に作製することができる。こ
れらの非晶質合金は25Ｋ以上の過冷却液体領域を示すと
ともに、高強度、高ヤング率を有する。これらのことか
ら、本発明は、大きな非晶質形成能、優れた機械的性
質、優れた加工性、を兼備した実用上有用なＣｕ基非晶
質合金を提供することができる。
【図１】図１は、Cu-Zr-Ti系３元合金において非晶質バ
ルク材の形成範囲と形成臨界厚さ(単位：ｍｍ)を示すグ
ラフである。
ルク材の形成範囲と形成臨界厚さ(単位：ｍｍ)を示すグ
ラフである。
【図２】図２は、直径２mmのCu60Zr20Ti20非晶質合金バ
ルク材の圧縮試験による応力−歪み曲線を示すグラフで
ある。
ルク材の圧縮試験による応力−歪み曲線を示すグラフで
ある。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２２Ｄ 25/02 Ｂ２２Ｄ 25/02 Ｂ
Claims (6)
- 【請求項１】 式： Cu100-a-b(Zr＋Hf)aTib［式中、
a、bは原子％で、5≦a≦55、 0≦b≦45、30＜ａ＋b≦60
である。]で示される組成を有する非晶質相を体積百分
率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金。 - 【請求項２】 式： Cu100-a-b-c-d(Zr＋Hf)aTibMcT
d［式中、Mは、Fe,Cr,Mn,Ni,Co,Nb,Mo,W,Sn,Al,Ta,また
は希土類元素よりなる群から選択される1種または2種以
上の元素、Tは、Ag,Pd,Pt,Au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、c、dは原子％
で、5＜a≦55、 0≦b≦45、30＜a＋b≦60、0.5≦c≦5、
0≦d≦10である。]で示される組成を有する非晶質相を
体積百分率で90％以上含むＣｕ基非晶質合金。 - 【請求項３】 △Tx＝Tx-Tg（ただし、Txは、結晶化開
始温度、Tgはガラス遷移温度を示す。）の式で表わされ
る過冷却液体領域の温度間隔△Txが25 K以上であること
を特徴とする請求項１または２に記載のＣｕ基非晶質合
金。 - 【請求項４】 Tg/Tm（ただし、Tmは、合金の融解温度
を示す。）の式で表わされる換算ガラス化温度が0.56以
上であることを特徴とする請求項１、２、３のいずれか
一つに記載のＣｕ基非晶質合金。 - 【請求項５】 金型鋳造法により直径（厚さ）1mm以
上、非晶質相の体積百分率90％以上の棒材（板材）が得
られる請求項１、２、３、４のいずれか一つに記載のＣ
ｕ基非晶質合金。 - 【請求項６】 圧縮破断強度が1800MPa以上、伸びが1.5
％以上、ヤング率が100GPa以上の機械的性質を有する請
求項１、２、３、４、５のいずれか一つに記載のＣｕ基
非晶質合金。
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