JP2002256401A5 - - Google Patents
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【特許請求の範囲】
【請求項1】 式: Cu100-a-b(Zr+Hf)aTib[式中、a、bは原子%で、10≦a≦40、 5≦b
≦30、35≦a+b≦50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)aTibMcTd[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、10≦a≦40、 5≦b≦30、35≦a+b≦50、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Cu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
。
【請求項1】 式: Cu100-a-b(Zr+Hf)aTib[式中、a、bは原子%で、10≦a≦40、 5≦b
≦30、35≦a+b≦50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)aTibMcTd[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、10≦a≦40、 5≦b≦30、35≦a+b≦50、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Cu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
。
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,(ScriptaMETALLURGI
CA.,10(1976)337-940、Scripta METALLURGICA.,11(1977)761-764、特開昭60-59034号公
報)、あるいは3元系Cu-Ni-Zr,Cu-Ag-RE,Cu-Ni-P,Cu-Ag-P,Cu-Mg-RE,(Zr,Ti)(Cu,Ni)Be,
(ETM,Ti)Cu(Ni,Co)およびCu-(Zr,RE,Ti)-(Al,Mg,Ni)(特開平7-41918号公報、特開平7-17
3556号公報、特開平9-59750号公報、特開平11-61289号公報、Sic.Rep.RITU.A42(1996)134
3-1349、Sic.Rep.RITU.A28(1980)225-230,Mater.Sic.Eng.,A181-182(1994)1383-1392、
Mater.Trans.,JIM,37(1996)359-362、USP5,368,659、USP5,618,359)に関して研究が行わ
れてきた。
CA.,10(1976)337-940、Scripta METALLURGICA.,11(1977)761-764、特開昭60-59034号公
報)、あるいは3元系Cu-Ni-Zr,Cu-Ag-RE,Cu-Ni-P,Cu-Ag-P,Cu-Mg-RE,(Zr,Ti)(Cu,Ni)Be,
(ETM,Ti)Cu(Ni,Co)およびCu-(Zr,RE,Ti)-(Al,Mg,Ni)(特開平7-41918号公報、特開平7-17
3556号公報、特開平9-59750号公報、特開平11-61289号公報、Sic.Rep.RITU.A42(1996)134
3-1349、Sic.Rep.RITU.A28(1980)225-230,Mater.Sic.Eng.,A181-182(1994)1383-1392、
Mater.Trans.,JIM,37(1996)359-362、USP5,368,659、USP5,618,359)に関して研究が行わ
れてきた。
【0009】
すなわち、本発明は、式: Cu100-a-b(Zr+Hf)aTib[式中、a、bは原子%で、10≦a≦40
、 5≦b≦30、35≦a+b≦50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,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、10≦a≦40、 5≦b≦30、35≦a+b≦50、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。
すなわち、本発明は、式: Cu100-a-b(Zr+Hf)aTib[式中、a、bは原子%で、10≦a≦40
、 5≦b≦30、35≦a+b≦50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,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、10≦a≦40、 5≦b≦30、35≦a+b≦50、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。
【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〜
16、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(DTA)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。
【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〜
16、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(DTA)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。
さらに、表3に示す合金組成からなる材料(実施例17〜31、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。
、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。
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---|---|
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KR100701027B1 (ko) * | 2005-04-19 | 2007-03-29 | 연세대학교 산학협력단 | 연성이 우수한 단일상 비정질 합금 |
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KR100784914B1 (ko) | 2006-05-01 | 2007-12-11 | 학교법인연세대학교 | 다단계 변형이 가능한 이상분리 비정질 합금 |
JP5119465B2 (ja) | 2006-07-19 | 2013-01-16 | 新日鐵住金株式会社 | アモルファス形成能が高い合金及びこれを用いた合金めっき金属材 |
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JP5110470B2 (ja) * | 2008-03-25 | 2012-12-26 | 国立大学法人東北大学 | Ti−Zr−Cu−Pd−Sn金属ガラス合金 |
KR101179073B1 (ko) | 2010-12-29 | 2012-09-03 | 국방과학연구소 | 하프늄-구리계 비정질 합금 및 그 제조 방법 |
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WO2020223162A1 (en) * | 2019-04-30 | 2020-11-05 | Oregon State University | Cu-based bulk metallic glasses in the cu-zr-hf-al and related systems |
CN110846617B (zh) * | 2019-10-31 | 2021-06-04 | 同济大学 | 一种铜锆铝三元非晶合金薄膜及其制备方法 |
KR102635585B1 (ko) * | 2020-02-11 | 2024-02-07 | 코오롱인더스트리 주식회사 | 합금 리본 제조장치 |
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SU1771133A1 (ru) | 1990-02-21 | 1995-08-20 | Институт Металлургии Им.А.А.Байкова | Способ получения изделий из аморфных сплавов на основе системы ti-zr-cu |
US5368659A (en) | 1993-04-07 | 1994-11-29 | California Institute Of Technology | Method of forming berryllium bearing metallic glass |
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JPH07163879A (ja) * | 1993-09-29 | 1995-06-27 | Takeshi Masumoto | Ti−Cu系合金触媒材料及びその製造方法 |
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