JP2009052131A

JP2009052131A - Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金

Info

Publication number: JP2009052131A
Application number: JP2008043996A
Authority: JP
Inventors: Akihisa Inoue; 明久井上; Xinmin Wang; 新敏王; Katsutoshi Ake; 勝利朱; Fuga Hata; 風香秦; Takeshi Wada; 武和田
Original assignee: Tohoku University NUC
Current assignee: Tohoku University NUC
Priority date: 2007-08-01
Filing date: 2008-02-26
Publication date: 2009-03-12
Anticipated expiration: 2028-02-26
Also published as: JP5110469B2

Abstract

【課題】優れたバルク形成能を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金を提供する。
【解決手段】式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３０乃至５０原子％、ｂは０．５乃至２０原子％、ｃは０．５乃至２０原子％である］で示される組成を有する。また、式：｛（Ｔｉ_{１−ａ−ｂ}Ｚｒ_ａＮｂ_ｂ）_０．５（Ｃｕ_{１−ｃ−ｄ}Ｐｄ_ｃＡｇ_ｄ）_０．５｝_{１００−ｘ}Ｓｉ_ｘ［式中のａ、ｂ、ｃ、ｄは原子比で、ａは０．００５乃至０．２、ｂは０．００５乃至０．１、ｃは０．００５乃至０．２、ｄは０．００５乃至０．１であり、ｘは原子％で、０．５乃至１０原子％である］で示される組成を有していてもよい。
【選択図】図２

Description

本発明は、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金に関する。

従来、Ｃｕ基の金属ガラス合金として、Ｃｕ−（Ｚｒ＋Ｈｆ）−Ｔｉ金属ガラス合金（例えば、特許文献１参照）や、Ｃｕ−（Ｈｆ、Ｚｒ）−Ａｇ金属ガラス合金（例えば、特許文献２参照）が開発されている。

特開２００２−２５６４０１号公報特開２００７−６３６３４号公報

特許文献１に記載のＣｕ−（Ｚｒ＋Ｈｆ）−Ｔｉ金属ガラス合金では、バルク形成の臨界寸法が４ｍｍであり、特許文献２に記載のＣｕ−（Ｈｆ、Ｚｒ）−Ａｇ金属ガラス合金では、バルク形成の臨界寸法が６ｍｍである。このように、バルク形成能が大きいＣｕ基の金属ガラス合金が開発されてきたが、さらに優れたバルク形成能を有する金属ガラス合金の開発が望まれている。

本発明は、このような課題に着目してなされたもので、優れたバルク形成能を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金を提供することを目的としている。

上記目的を達成するために、本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３０乃至５０原子％、ｂは０．５乃至２０原子％、ｃは０．５乃至２０原子％である］で示される組成を有することを、特徴とする。

本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、優れたバルク形成能を有し、直径または厚さが４ｍｍ以上、最大で７ｍｍ程度のバルクを形成することができる。本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、ΔＴｘ＝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ΔＴｘが５０Ｋ以上であり、Ｔｇ／Ｔ_Ｌ（ただし、Ｔ_Ｌは合金の完全融解温度を示す）の式で表わされる換算ガラス化温度が０．５８以上である。このように、本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、優れた非晶質の安定性、加工性および非晶質形成能力を有している。

なお、「過冷却液体領域」は、毎分４０Ｋの加熱速度で示差走査熱量分析（DTA）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との差で定義され、結晶化に対する抵抗力、すなわち非晶質の安定性および加工性を示すものである。また、「換算ガラス化温度」は、ガラス遷移温度と、毎分２０K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合金の融解温度との比で定義され、非晶質形成能力を示すものである。

本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３２乃至４２原子％、ｂは８乃至１８原子％、ｃは８乃至１８原子％である］で示される組成を有することが好ましい。この場合、特にバルク形成能に優れ、直径または厚さが６ｍｍ以上のバルクを形成することができる。

本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３６乃至４２原子％、ｂは１８乃至２０原子％、ｃは８乃至１４原子％である］で示される組成を有していてもよい。また、本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３０乃至３２原子％、ｂは８乃至１２原子％、ｃは１８乃至２０原子％である］で示される組成を有していてもよい。これらの場合、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが６０Ｋ以上であり、特に非晶質の安定性および加工性に優れている。本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、塑性変形能を有し、Ｎｂを１〜３原子％、または、Ｔａを０．５〜１．４原子％含み、残部が前記組成から成っていてもよい。この場合、３〜５％以上に達する塑性変形能を有し、銅鋳型の場合、最大２ｍｍのバルクを作製することができる。

また、本発明に係るＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：｛（Ｔｉ_{１−ａ−ｂ}Ｚｒ_ａＮｂ_ｂ）_０．５（Ｃｕ_{１−ｃ−ｄ}Ｐｄ_ｃＡｇ_ｄ）_０．５｝_{１００−ｘ}Ｓｉ_ｘ［式中のａ、ｂ、ｃ、ｄは原子比で、ａは０．００５乃至０．２、ｂは０．００５乃至０．１、ｃは０．００５乃至０．２、ｄは０．００５乃至０．１であり、ｘは原子％で、０．５乃至１０原子％である］で示される組成を有していてもよい。この場合、Ｓｉを含有するため、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが６０Ｋ以上、換算ガラス化温度が０．５５以上となり、過冷却の熱安定性が向上している。Ｎｂを含有するため、耐食性が向上している。Ａｇを含有するため、Ｃｕを置換することができ、生体適応性が向上している。

本発明によれば、優れたバルク形成能を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金を提供することができる。

以下、図面に基づき、本発明の実施の形態について説明する。
図１乃至図７は、本発明の第１の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金を示している。

本発明の第１の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３０乃至５０原子％、ｂは０．５乃至２０原子％、ｃは０．５乃至２０原子％である］で示される組成を有している。

図１に、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の過冷却液体領域の温度依存性を示す四元組成図を示す。図１中の丸数字は、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘ（Ｋ）を示す。図１に示すように、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘは、５０Ｋ以上である。特に、３６原子％≦ａ≦４２原子％、１８原子％≦ｂ≦２０原子％、８原子％≦ｃ≦１４原子％の場合、および、３０原子％≦ａ≦３２原子％、８原子％≦ｂ≦１２原子％、１８原子％≦ｃ≦２０原子％の場合、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが６０Ｋ以上であり、特に非晶質の安定性および加工性に優れている。

図２に、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のバルク形成能を示す四元組成図を示す。図２中の丸数字は、形成されるバルクの直径（ｍｍ）を示す。図２に示すように、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、直径または厚さが４ｍｍ以上、最大で７ｍｍ程度のバルクを形成することができ、優れたバルク形成能を有している。特に、３２原子％≦ａ≦４２原子％、８原子％≦ｂ≦１８原子％、８原子％≦ｃ≦１８原子％の場合（図２中の斜線の範囲）、直径６ｍｍ以上のバルクを形成することができ、特にバルク形成能に優れている。

Ｔｉ_５０−ｘＺｒ_ｘＣｕ_５０−ｘＰｄ_ｘ［ｘ＝６，８，１０，１２，１４，１６，１８，２０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図３（ａ）に、示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を図３（ｂ）に示す。図３に示すように、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが広く、５０Ｋ以上であることが確認された。また、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_Ｌが０．５５以上であり、優れた非晶質の安定性、加工性および非晶質形成能力を有していることも確認された。

Ｔｉ_５０−ｘＺｒ_ｘＣｕ_５０−ｘＰｄ_ｘ［ｘ＝８，１０，１２，１４，１６，１８，２０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を図４に示す。図４に示すように、ブロードなハローピークしか認められず、非晶質相であることが確認された。

Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＰｄ_１０＋ｘ［ｘ＝０，２，４，６，８，１０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図５（ａ）に、示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を図５（ｂ）に、Ｘ線回折結果を図６に示す。図５に示すように、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが広く、５０Ｋ以上であることが確認された。また、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_Ｌが０．５５以上であり、優れた非晶質の安定性、加工性および非晶質形成能力を有していることも確認された。図６に示すように、ブロードなハローピークしか認められず、非晶質相であることが確認された。

Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＰｄ_１０＋ｘ［ｘ＝０，２，４，６］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、圧縮試験結果を図７に示す。図７に示すように、２０００ＭＰａ以上の圧縮強度を有しており、機械的性能にも優れていることが確認された。

Ｔｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の耐食性を調べるため、Ｔｉ_４０Ｃｕ_３６Ｚｒ_１０Ｐｄ_１４の組成を有する金属ガラス合金の試験試料について、腐食試験を行った。試験溶液として、細胞外液に近い組成を有するハンクス溶液を使用した。試験溶液中に、金属ガラス合金の試験試料から成る作用極を入れ、電位の変化に対する電流の変化を調べた。試験溶液の温度は、３１０Ｋである。試験結果を、分極曲線として図８に示す。なお、図８中には、比較のため、ＴｉおよびＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の分極曲線も示している。

図８に示すように、金属ガラス合金の試験試料は、ＴｉおよびＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金に比べ、０．０〜０．３Ｖの電位範囲での不動態保持電流密度が低く、生体内での耐食性が高いことが確認された。なお、不動態保持電流密度は、その電位で不動態皮膜の部分的溶解と再析出とに必要な電流密度、すなわち不動態皮膜を通しての金属の溶解の起こりやすさを示しており、値が低いほど耐食性が高いことを示している。

図９乃至図１２は、本発明の第２の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金を示している。
本発明の第２の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、式：｛（Ｔｉ_{１−ａ−ｂ}Ｚｒ_ａＮｂ_ｂ）_０．５（Ｃｕ_{１−ｃ−ｄ}Ｐｄ_ｃＡｇ_ｄ）_０．５｝_{１００−ｘ}Ｓｉ_ｘ［式中のａ、ｂ、ｃ、ｄは原子比で、ａは０．００５乃至０．２、ｂは０．００５乃至０．１、ｃは０．００５乃至０．２、ｄは０．００５乃至０．１であり、ｘは原子％で、０．５乃至１０原子％である］で示される組成を有している。

本発明の第２の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金は、Ｓｉを含有するため、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが６０Ｋ以上、換算ガラス化温度が０．５５以上となり、過冷却の熱安定性が向上している。また、Ｎｂを含有するため、耐食性が向上している。さらに、Ａｇを含有するため、Ｃｕを置換することができ、生体適応性が向上している。

以下に、本発明の第２の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金が優れた非晶質の安定性、加工性および非晶質形成能力を有することを確認するため、Ａｇ、Ｎｂ、Ｓｉのそれぞれを含む場合について試験を行った。

Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＡｇ_ｘＰｄ_１０［ｘ＝０，２，４，６，８］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図９（ａ）に、示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を図９（ｂ）に示す。図９に示すように、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが４０Ｋ以上、換算ガラス化温度が０．５５以上であることが確認された。

Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０−ｘＮｂ_ｘＣｕ_４０Ｐｄ_１０［ｘ＝０，２，４，６，８］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図１０（ａ）に、示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を図１０（ｂ）に示す。図１０に示すように、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが５０Ｋ以上、換算ガラス化温度が０．５５以上であることが確認された。

（Ｔｉ_０．４Ｚｒ_０．１Ｃｕ_０．３６Ｐｄ_０．１４）_{１００−ｘ}Ｓｉ_ｘ［ｘ＝０，１，２，３，４，５］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図１１（ａ）に、示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を図１１（ｂ）に示す。図１１に示すように、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが６０Ｋ以上、換算ガラス化温度が０．５５以上であることが確認された。

Ｔｉ_４０Ｚｒ_８Ｎｂ_２Ｃｕ_４０Ｐｄ_１０、Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１０Ａｇ_４、Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３８Ｐｄ_１０Ａｇ_２、および、Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０Ｐｄ_１０の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を図１２に示す。図１２に示すように、ブロードなハローピークしか認められず、非晶質相であることが確認された。

図１３乃至図１８は、本発明の第３の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金を示している。

（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_{１００−Ｘ}Ｎｂ_Ｘ［ｘ＝０，１，３，５］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、圧縮試験結果を図１３に示す。図１３に示すように、Ｎｂを１〜３％添加することにより、直径２ｍｍのバルクは、５％の塑性変形ができることが確認された。

（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_９９Ｎｂ_１の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、Ｘ線回折結果を図１４に、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図１５に示す。図１５に示すように、金属バルクの直径が大きいほど、ナノ結晶の量が多く含まれることが確認された。

（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_{１００−Ｘ}Ｔａ_Ｘ［ｘ＝０，１，３，５］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、圧縮試験結果を図１６に示す。図１６に示すように、Ｔａを１％添加することにより、直径２ｍｍのバルクは、３％の塑性変形ができることが確認された。

（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_９９Ｔａ_１の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、Ｘ線回折結果を図１７に、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を図１８に示す。図１８に示すように、金属バルクの直径が大きいほど、ナノ結晶の量が多く含まれることが確認された。

本発明の第１の実施の形態のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、過冷却液体領域の温度依存性（図中の丸数字は、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘ（Ｋ）である）を示す四元組成図である。図１に示すＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、バルク形成能（図中の丸数字は、形成されるバルクの直径（ｍｍ）である）を示す四元組成図である。図１に示すＴｉ_５０−ｘＺｒ_ｘＣｕ_５０−ｘＰｄ_ｘ［ｘ＝６，８，１０，１２，１４，１６，１８，２０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、（ａ）示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフ、（ｂ）示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を示すグラフである。図１に示すＴｉ_５０−ｘＺｒ_ｘＣｕ_５０−ｘＰｄ_ｘ［ｘ＝８，１０，１２，１４，１６，１８，２０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を示すグラフである。図１に示すＴｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＰｄ_１０＋ｘ［ｘ＝０，２，４，６，８，１０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、（ａ）示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフ、（ｂ）示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を示すグラフである。図１に示すＴｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＰｄ_１０＋ｘ［ｘ＝０，２，４，６，８，１０］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を示すグラフである。図１に示すＴｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＰｄ_１０＋ｘ［ｘ＝０，２，４，６］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の圧縮試験結果を示すグラフである。図１に示すＴｉ_４０Ｃｕ_３６Ｚｒ_１０Ｐｄ_１４の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金、ならびに、比較例としてのＴｉおよびＴｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金の分極曲線を示すグラフである。本発明の第２の実施の形態のＴｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０−ｘＡｇ_ｘＰｄ_１０［ｘ＝０，２，４，６，８］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、（ａ）示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフ、（ｂ）示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を示すグラフである。本発明の第２の実施の形態のＴｉ_４０Ｚｒ_１０−ｘＮｂ_ｘＣｕ_４０Ｐｄ_１０［ｘ＝０，２，４，６，８］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、（ａ）示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフ、（ｂ）示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を示すグラフである。本発明の第２の実施の形態の（Ｔｉ_０．４Ｚｒ_０．１Ｃｕ_０．３６Ｐｄ_０．１４）_{１００−ｘ}Ｓｉ_ｘ［ｘ＝０，１，２，３，４，５］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の、（ａ）示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフ、（ｂ）示差熱分析（ＤＴＡ）による分析結果を示すグラフである。本発明の第２の実施の形態のＴｉ_４０Ｚｒ_８Ｎｂ_２Ｃｕ_４０Ｐｄ_１０、Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１０Ａｇ_４、Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３８Ｐｄ_１０Ａｇ_２、および、Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_４０Ｐｄ_１０の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を示すグラフである。本発明の第３の実施の形態の（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_{１００−Ｘ}Ｎｂ_Ｘ［ｘ＝０，１，３，５］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の圧縮試験結果を示すグラフである。本発明の第３の実施の形態の（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_９９Ｎｂ_１の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を示すグラフである。本発明の第３の実施の形態の（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_９９Ｎｂ_１の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフである。本発明の第３の実施の形態の（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_{１００−Ｘ}Ｔａ_Ｘ［ｘ＝０，１，３，５］の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の圧縮試験結果を示すグラフである。本発明の第３の実施の形態の（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_９９Ｔａ_１の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金のＸ線回折結果を示すグラフである。本発明の第３の実施の形態の（Ｔｉ_４０Ｚｒ_１０Ｃｕ_３６Ｐｄ_１４）_９９Ｔａ_１の組成を有するＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金の示差走査熱量分析（ＤＳＣ）による分析結果を示すグラフである。

Claims

式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３０乃至５０原子％、ｂは０．５乃至２０原子％、ｃは０．５乃至２０原子％である］で示される組成を有することを、特徴とするＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金。
式：Ｔｉ_{１００−ａ−ｂ−ｃ}Ｃｕ_ａＺｒ_ｂＰｄ_ｃ［式中のａ、ｂ、ｃは原子％で、ａは３２乃至４２原子％、ｂは８乃至１８原子％、ｃは８乃至１８原子％である］で示される組成を有することを、特徴とするＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金。
式：｛（Ｔｉ_{１−ａ−ｂ}Ｚｒ_ａＮｂ_ｂ）_０．５（Ｃｕ_{１−ｃ−ｄ}Ｐｄ_ｃＡｇ_ｄ）_０．５｝_{１００−ｘ}Ｓｉ_ｘ［式中のａ、ｂ、ｃ、ｄは原子比で、ａは０．００５乃至０．２、ｂは０．００５乃至０．１、ｃは０．００５乃至０．２、ｄは０．００５乃至０．１であり、ｘは原子％で、０．５乃至１０原子％である］で示される組成を有することを、特徴とするＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金。
塑性変形能を有し、Ｎｂを１〜３原子％、または、Ｔａを０．５〜１．４原子％含み、残部が前記組成から成ることを特徴とする、請求項１または２記載のＴｉ−Ｃｕ−Ｚｒ−Ｐｄ金属ガラス合金。