JP4618569B2 - Ｃｕ基金属ガラス合金 - Google Patents

Description

本発明はＣｕ基金属ガラス合金に関し、さらに詳しくは、大きなガラス形成能を有し加工性及び機械的な性質に優れたＣｕとＰｄとＺｒとＡｇとＡｌとからなるＣｕ基金属ガラス合金に関する。

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。この非晶質固体から、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薄帯を作製することができるので、これまでにもＦｅ系、Ｔｉ系、Ｃｏ系、Ｚｒ系、Ｃｕ系、Ｐｄ系又はＮｉ系について多くの非晶質合金が開発され、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きた。

ガラス遷移を示し、過冷却液体領域（ΔＴｘ）及び換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔ_１）を有する非晶質合金は「金属ガラス合金」と言われる。広い過冷却液体領域（ΔＴｘ）及び大きな換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔ_１）を有する金属ガラス合金は、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おり、従来の非晶質合金のように薄帯、ファイバー、微粉末に限らず、金型鋳造法により直径又は厚さがｍｍオーダーのバルク状非晶質合金材を作製することが可能である。

金属ガラス合金を加熱すると、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。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、広い過冷却液体領域及び大きな換算ガラス化温度を有する金属ガラス合金は、優れた加工性を備えていると言える。

本発明と関連するＣｕ基非晶質合金では、Ｃｕ−（Ｚｒ,ＲＥ,Ｔｉ）−(Ａｌ,Ｍｇ,Ｎｉ)等からなる３元系合金に関しての開発が行われてきた（特許文献１,２）。ここで、ＲＥは希土類元素である。これらのＣｕ基非晶質合金は、主に単ロール液体急冷法により作製された薄帯状試料であった。

近年、実用的な使用を考慮した大形状のＣｕ基金属ガラス合金、つまり非晶質形成能に優れたＣｕ基金属ガラス合金に関しては、従来の３元系合金にさらに一つの元素を添加した４元系合金の研究が進んでいる。Ｃｕ_４５Ｚｒ_４２Ａｌ_７Ｙ_５からなる４元系合金（非特許文献１）やＣｕ_{４４．２５}Ｚｒ_３６Ｔｉ_５Ａｇ_４．７５からなる４元系合金（非特許文献２）によって、直径が１０ｍｍに達するＣｕ基金属ガラス合金が得られることが報告されている。

さらに、非晶質形成能に優れたＣｕ基金属ガラス合金として、本発明者等によりＣｕ_４２−ｘＺｒ_４２＋ｘＡｇ_８Ａｌ_８（ｘ＝０，２，４，６，８）が報告され（非特許文献３）、特にＣｕ_３６Ｚｒ_４２＋ｘＡｇ_８Ａｌ_８の組成を有するＣｕ基金属ガラス合金の直径は２５ｍｍに達した（非特許文献４）。

特開平０９−０２０９６８号公報 特開平１１−０６１２８９号公報 D. H. Xu他２名, Phys. Rev. Lett., Vol.92, p.245504,2004 C. L. Dai他５名, Scr. Mater., Vol.54, pp.1403-1408,2006 Q. S. Zhang他２名, Scr. Mater., Vol.55, pp.711-713,2006 Q. S. Zhang他２名, Mater. Trans., Vol.48, pp.629-631, 2007

従来の４元合金であるＣｕ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金は、高いガラス形成能を有し、強度が１８５０ＭＰａと高く、Ｎｉを含有しないにも関わらず耐腐食性を有しているが、さらなるガラス形成能が要求されている。

本発明は上記課題に鑑み、大きな非晶質形成能を有し、優れた加工性、機械的性質、耐食性を兼ね備えたＣｕ基金属ガラス合金としてＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金を提供することを目的とする。

本発明者らは、大きな非晶質形成能を有し、優れた加工性、機械的性質、耐食性を兼ね備えたＣｕ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金について鋭意研究を行った結果、さらにＰｄを添加し５元合金としたＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金とすることによって、液体状態から急冷凝固させることで、大きな非晶質形成能を有し、優れた加工性、機械的性質、耐食性を兼ね備えることを見出し、本発明を完成させるに至った。

上記目的を達成するため、本発明のＣｕ基金属ガラス合金は、Ｃｕ_３６−ｘＰｄ_ｘＺｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８（ｘは原子％で、０＜ｘ≦１０）で示される組成を有していることを特徴とする。

上記構成において、Ｃｕ基金属ガラス合金の△Ｔｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ここで、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は、好ましくは、８２Ｋ以上である。
Ｃｕ基金属ガラス合金の液相線温度（Ｔ_１）に対するガラス遷移温度（Ｔｇ）の比で定義される換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔ_１）は、好ましくは０．６０４よりも大きい。
Ｃｕ基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）と液相線温度（Ｔ_１）との和に対する結晶化開始温度（Ｔｘ）の比であるγ（γ＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ_１））は、好ましくは、０．４２５以上である。
Ｃｕ基金属ガラス合金は、直径が、１５ｍｍ以上の棒状に形成し得る。Ｃｕ基金属ガラス合金は、厚さが１０ｍｍ以上で非晶質相の体積比率が９０％以上の板状にすることもできる。

本発明のＣｕ基金属ガラス合金は、８２Ｋ以上の過冷却液体領域を示し、高強度及び高硬度の性質を有している。よって、本発明のＣｕ基金属ガラス合金は、各種の製造方法を用いて、直径が１５ｍｍ以上の棒状又は厚さが１０ｍｍ以上の板状からなる金属ガラスを、容易に作製することができる。

以下、本発明の実施形態について説明する。
本発明におけるＣｕ基金属ガラス合金は、Ｃｕ_３６−ｘＰｄ_ｘＺｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の組成式で示される。ここで、ｘはＰｄの含量であり原子％（ａｔ％）で表わされ、０＜ｘ≦１０の関係を満たす値である。
上記の組成Ｃｕ基金属ガラス合金の過冷却液体領域における結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇとの温度間隔ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は８２Ｋ以上から１０１Ｋ未満であり、液相線温度Ｔ_１に対するガラス遷移温度Ｔｇの比（＝Ｔｇ／Ｔ_１）で定義される換算ガラス化温度は０．６１１〜０．０．６１８であり、０．６０４よりも大きい値である。
このとき、Ｃｕ基金属ガラス合金において、ガラス遷移温度Ｔｇと液相線温度Ｔ_１との和に対する結晶化開始温度Ｔｘの比、即ちγ値（＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ_１））は、０．４２５〜０．４３２である。このγ値は、非晶質形成能と非晶質の安定性との総合的性質を示す数値である。
なお、以下の説明においては、Ｃｕ_３６−ｘＰｄ_ｘＺｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８からなる組成のガラス合金を、組成を示さない場合にはＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金又は単にＣｕ基金属ガラス合金と呼ぶことにする。

本発明における金属ガラス合金の形状は、直径が１５ｍｍ以上の棒状でなるか又は厚さが１０ｍｍ以上で非晶質相の体積比率が９０％以上の板状でなる。板状の金属ガラス合金の面積としては、例えば１０ｃｍ×１０ｃｍが容易に得られる。この金属ガラス合金は、圧縮破断強度が１８００ＭＰａ以上の優れた機械的性質を有している。

ここで、「過冷却液体領域」とは結晶化に対する抵抗力、すなわち非晶質の安定性及び加工性を示すもので、本明細書では、毎分４０Ｋの加熱速度で示差走査熱量分析（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）を行うことで得られるガラス遷移温度Ｔｇと結晶化温度Ｔｘの差で定義される値である。
「換算ガラス化温度」とは非晶質形成能を示すもので、本出願では、ガラス遷移温度Ｔｇと合金液相線温度Ｔ_１の比で定義されるものである。合金液相線温度Ｔ_１は毎分２０Ｋの加熱速度で示差熱量分析（ＤＴＡ：Differential Thermal Analysis）を行うことにより得られる値である。

本発明のＣｕ基金属ガラス合金において、Ｃｕ、Ｚｒ、Ａｇ、Ａｌは本発明の合金の基幹となる元素群であり、特に非晶質を形成する基本となる元素であり、さらに第５の元素としてＰｄが添加されていることで、過冷却液体領域が広くなり、強度及び硬度が増大する。Ｐｄの添加割合は１０原子％以下が好ましい。１０原子％を超えると過冷却液体領域が狭くなり、非晶質形成能が低下するので好ましくない。Ｐｄの含量ｘが０＜ｘ≦１０ａｔ％の範囲のときには、直径が約１５ｍｍ以上の棒状の試料を作製することができる。

Ｐｄの含量ｘを０＜ｘ≦４ａｔ％の範囲とすると、直径が２０〜３０ｍｍの棒状の試料を作製することができる。例えば、Ｐｄの含量を２ａｔ％とした場合には、直径が３０ｍｍの棒状試料を得ることができる。この値は、Ｐｄを添加しない４元のＣｕ_３６Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の場合に得られる最大直径２５ｍｍを上まわる直径である。

以上のように、本発明のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金は、従来の４元系のＣｕ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金と比べて、Ｐｄを添加することにより、特に、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔ_１）が０．６０４よりも大きく、γ値が０．４２５以上であり、優れた加工性と非晶質形成能を有し、かつ優れた機械的性質を有する。

本発明のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金は、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からなる板状とすることができる。

本発明のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金は大きな非晶質形成能を有するため、さらに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金属ガラス合金を得ることもできる。例えば、代表的な金型鋳造法においては、合金を石英管中でアルゴン雰囲気中に溶融した後、溶融金属を例えば０．０１〜０．３ｋｇ・ｆ／ｃｍ^２の噴出圧で銅製などの金型内に充填凝固させることで鋳造体としての金属ガラス合金を得ることができる。さらに、ダイカストキャスティング法及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。

本発明におけるＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金では、その組成範囲において、直径が１５ｍｍ〜３０ｍｍに及ぶ丸棒形状の金属ガラス合金が容易に得られる。金属元素より構成される合金は非晶質化することにより一般にその機械的性質が向上するが、本発明のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金においては、塊状試料で１８００ＭＰａを超える圧縮破壊強度を持つものが容易に得られ、塑性伸びをも示した。
下記に示す幾つかの実施例により本発明をさらに詳細に説明する。

原料合金となる高純度のＣｕ、Ｐｄ、Ｚｒ、Ａｇ、Ａｌを、高純度アルゴン雰囲気中でアーク溶解法を用いて溶融状態とし、母合金を作製した。その後で銅製の金型を用いた金型鋳造法により高純度アルゴン雰囲気中で棒状合金を作製した。具体的には、Ｃｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の母合金を再溶融し、アルゴン雰囲気中とした銅製鋳型に石英製ノズルで噴射することで、直径３０ｍｍの試料を作製した。

図１は、実施例１で作製したＣｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８基バルク金属ガラス合金の外観を示す光学写真像である。図から明らかなように、実施例１のＣｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８基バルク金属ガラス合金は良好な金属光沢を有しており、凹凸部が全く観察されなかった。このことは、Ｃｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８基バルク金属ガラス合金が結晶化していないことを示している。

実施例１と同じ母合金を使用し、単ロール液体急冷法により実施例２の薄帯試料を作製した。具体的にはＣｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の原料合金を石英管中でアルゴン雰囲気中において再溶融した後、溶融金属を０．０１〜０．３ｋｇ・ｆ／ｃｍ^２の噴出圧で銅製ロールの表面に噴射することで薄帯試料を作製した。このとき、ロールの回転速度を３５／秒（３５／ｓ）とした。作製した薄帯試料の厚みは約２０μｍで、幅が１．２ｍｍである。

実施例１及び実施例２の試料の非晶質化をＸ線回折法により確認した。
図２は、実施例１及び実施例２の試料のＸ線回折を測定した結果を示す図である。図２において、縦軸はＸ線回折強度（任意目盛）を示し、横軸は角度（°）、即ち、Ｘ線の原子面への入射角θの２倍に相当する角度を示している。図２から明らかなように、結晶からの回折を示す鋭い回折ピークは観察されず、非常に幅の広い回折ピークであることから、実施例１及び実施例２の試料が非晶質であることが判明した。

実施例１及び実施例２の試料の示差走査熱量を示差走査熱量計（エスアイアイ・ナノテクノロジー株式会社、ＤＳＣ６３１０）を用いて測定し、ガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化開始温度Ｔｘを求めた。合金液相線温度Ｔ_１は毎分０．３３Ｋの加熱速度で示差熱量分析（ＤＴＡ）を行うことにより測定した。
図３は、Ｃｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８基バルク金属ガラス合金のＤＳＣ曲線を示す図であり、縦軸は熱量、横軸は温度（Ｋ）である。なお、通常のＤＳＣ曲線で相転移が起きる現象を調べる際には発熱反応が観測されるのに対し、金属ガラスでは吸熱反応が生起する過冷却液体領域を意識して、縦軸の下向き矢印で吸熱と表現している。測定において、加熱速度は０．６７Ｋ／ｓとした。実施例１のガラス遷移温度Ｔｇは６９９Ｋであり、結晶化開始温度Ｔｘは７９４Ｋであった。これらの値より過冷却液体領域ΔＴを算出すると、９５Ｋであった。ＤＴＡ測定で求めた液相線温度Ｔ_１は１１４０Ｋであった。換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１は０．６１３、γ値は０．４３２であった。実施例２のガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化開始温度Ｔｘ、過冷却液体領域ΔＴ、液相線温度Ｔ_１、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１及びγ値も実施例１と同様の値を得た。

実施例１と同様にして、Ｐｄの含量を４ａｔ％としたＣｕ_３２Ｐｄ_４Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の母合金を再溶融し、アルゴン雰囲気中にある銅製鋳型に石英製ノズルで噴射することで、直径が２０ｍｍ〜２５ｍｍのＣｕ_３２Ｐｄ_４Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の試料を作製した。

図４は、実施例３のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金のＤＳＣ曲線を示す図である。縦軸は熱量、横軸は温度（Ｋ）である。図４から明らかなように、ガラス遷移温度Ｔｇは７０５Ｋ、結晶化開始温度Ｔｘは７９５Ｋ、過冷却液体領域ΔＴは９０Ｋであった。

図５は、実施例３のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金のＤＴＡ曲線を示す図である。縦軸は吸熱、横軸は温度（Ｋ）である。図５から明らかなように、実施例３のＣｕ_３４Ｐｄ_４Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８バルク金属ガラス合金の液相線温度Ｔ_１は１１５３Ｋであった。Ｔ_１等から得られる換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１は０．６１１、γ値は０．４２７であった。
なお、図４及び図５には、実施例３の他に実施例１、後述する実施例４〜６及び比較例１の測定結果も併せて示している。

実施例１と同様にして、Ｐｄの含量を６ａｔ％としたＣｕ_３０Ｐｄ_６Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の母合金を再溶融し、アルゴン雰囲気中にある銅製鋳型に石英製ノズルで噴射することで、直径が１５ｍｍ〜２０ｍｍのＣｕ_３０Ｐｄ_６Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の試料を作製した。ガラス遷移温度Ｔｇは７０９Ｋ、結晶化開始温度Ｔｘは７９６Ｋ、過冷却液体領域ΔＴは８７Ｋであった。液相線温度Ｔ_１は１１５５Ｋであった。換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１は０．６１４、γ値は０．４２７であった。

実施例１と同様にして、Ｐｄの含量を８ａｔ％としたＣｕ_２８Ｐｄ_８Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の母合金を再溶融し、アルゴン雰囲気中にある銅製鋳型に石英製ノズルで噴射することで、直径が１５ｍｍ〜２０ｍｍのＣｕ_２８Ｐｄ_８Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の試料を作製した。ガラス遷移温度Ｔｇは７１３Ｋ、結晶化開始温度Ｔｘは７９８Ｋ、過冷却液体領域ΔＴは８５Ｋであった。液相線温度Ｔ_１は１１６１Ｋであった。換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１は０．６１４、γ値は０．４２５であった。

実施例１と同様にして、Ｐｄの含量を１０ａｔ％としたＣｕ_２６Ｐｄ_１０Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の母合金を再溶融し、アルゴン雰囲気中にある銅製鋳型に石英製ノズルで噴射することで、直径が最大でも１５ｍｍ未満のＣｕ_２６Ｐｄ_１０Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の試料を作製した。ガラス遷移温度Ｔｇは７２０Ｋ、結晶化開始温度Ｔｘは８０２Ｋ、過冷却液体領域ΔＴは８２Ｋであった。液相線温度Ｔ_１は１１６５Ｋであった。換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１は０．６１８、γ値は０．４２５であった。

（比較例１）
実施例１と同様にして、Ｐｄの含量を含有させないで、Ｃｕ_３６Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の母合金を再溶融し、アルゴン雰囲気中にある銅製鋳型に石英製ノズルで噴射することで、直径が２５ｍｍのＣｕ_３６Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８の試料を作製した。ガラス遷移温度Ｔｇは６９０Ｋ、結晶化開始温度Ｔｘは７９１Ｋ、過冷却液体領域ΔＴは１０１Ｋであった。液相線温度Ｔ_１は１１４３Ｋであった。換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔ_１は０．６０４、γ値は０．４３１であった。

表１は、実施例１，３〜６及び比較例１のＣｕ基金属ガラス合金のＰｄ含量に対するガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、液相線温度（Ｔ_１）、過冷却液体領域（ΔＴｘ）、換算ガラス化温度（Ｔｒｇ＝Ｔｇ／Ｔ_１）、γ値及び得られた棒状試料の最大直径ｄｃを、纏めた表である。

表１から明らかなように、実施例のＣｕ基金属ガラス合金によれば、Ｐｄ含量が０ａｔ％以上４％までの組成において、Ｐｄを含有していない比較例１の４元合金であるＣｕ_３６Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８よりもガラス形成能が高いことが分かる。特に、実施例１のＰｄ含量が２ａｔ％のＣｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８合金のガラス形成能が最も高く、直径が３０ｍｍの試料が得られた。

本発明は上記実施例に限定されることなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能であり、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。

本発明のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金は、強度と耐磨耗性と共に任意のバルク形状であることが要求される小型精密機器部品や、さらに耐食性も要求される配管等の材料に適用することができる。

実施例１で作製したＣｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８基バルク金属ガラス合金の外観を示す光学写真像である。 実施例１及び実施例２の試料のＸ線回折を測定した結果を示す図である。 Ｃｕ_３４Ｐｄ_２Ｚｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８基バルク金属ガラス合金のＤＳＣ曲線を示す図である。 実施例３のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金のＤＳＣ曲線を示す図である。 実施例３のＣｕ−Ｐｄ−Ｚｒ−Ａｇ−Ａｌ基金属ガラス合金のＤＴＡ曲線を示す図である。

Claims (6)

1. Ｃｕ_３６−ｘＰｄ_ｘＺｒ_４８Ａｇ_８Ａｌ_８（ｘは原子％で、０＜ｘ≦１０）で示される組成を有していることを特徴とする、Ｃｕ基金属ガラス合金。
2. 前記Ｃｕ基金属ガラス合金の△Ｔｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ここで、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、８２Ｋ以上であることを特徴とする、請求項１に記載のＣｕ基金属ガラス合金。
3. 前記Ｃｕ基金属ガラス合金の液相線温度（Ｔ_１）に対するガラス遷移温度（Ｔｇ）の比で定義される換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔ_１）は、０．６０４よりも大きいことを特徴とする、請求項１又は２に記載のＣｕ基金属ガラス合金。
4. 前記Ｃｕ基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）と液相線温度（Ｔ_１）との和に対する結晶化開始温度（Ｔｘ）の比であるγ（γ＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ_１））は、０．４２５以上であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のＣｕ基金属ガラス合金。
5. 前記Ｃｕ基金属ガラス合金は、直径が１５ｍｍ以上の棒状でなることを特徴とする、請求項１〜４の何れかに記載のＣｕ基金属ガラス合金。
6. 前記Ｃｕ基金属ガラス合金は、厚さが１０ｍｍ以上で非晶質相の体積比率が９０％以上の板状でなることを特徴とする、請求項１〜４の何れかに記載のＣｕ基金属ガラス合金。