JP5561709B2

JP5561709B2 - Ａｕ基金属ガラス合金

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Publication number: JP5561709B2
Application number: JP2009147084A
Authority: JP
Inventors: 明久井上; 偉張
Original assignee: Tohoku University NUC
Current assignee: Tohoku University NUC
Priority date: 2009-06-19
Filing date: 2009-06-19
Publication date: 2014-07-30
Anticipated expiration: 2029-06-19
Also published as: JP2011001618A

Description

本発明は、大きなガラス形成能を有し、加工性、耐腐食性及び機械的特性に優れたＡｕ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、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。

非晶質合金は、ガラス遷移を示し、過冷却液体領域を有するため「金属ガラス合金」と呼ばれている。金属ガラス合金は、原子配列がランダムな構造をもつ金属であり、その原子配列の特異性から生じる種々の優れた機械的特性、例えば、ヤング率、高強度、耐食性などの点で優れた特色を有することが知られている。

また、金属ガラス合金は、加熱により生じるガラス遷移により、材料の粘性が急激に減少するため、材料加工が容易であるという特長を有する。

金属ガラス合金は、粘性低下に伴い塑性流動が生じやすくなるので、ガラス遷移温度以上に加熱し、材料の粘性を下げることにより加工を容易にすることが可能になる。しかし、ガラス遷移温度を越えて加熱を続けると、金属ガラス合金の結晶化のために脆化する問題点も有する。したがって、結晶化しない範囲でガラス遷移温度以上の温度で材料の塑性加工を行なう必要がある。したがって、その金属ガラス合金のガラス遷移温度（以下、「Ｔｇ」ということもある。）から結晶化開始温度（以下、「Ｔｘ」ということもある。）までの間の温度幅（「過冷却液体領域の温度幅」ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ。以下、「ΔＴｘ」いうこともある。）が広いことが加工を実施するにあたり重要となる。

すなわち、金属ガラス合金は、低いＴｇ、広いΔＴｘ、高いガラス形成能、安定性、耐酸化性、優れた機械的特性、耐腐食性及びΔＴｘ範囲内での加工に適した粘性率を備えていることが求められている。

本発明と関連するＡｕ基ガラス合金では、Ａｕ−Ｓｉからなる２元系金属ガラス合金（非特許文献１）やＡｕ−Ｃｕ−Ｐｄ−Ａｇ−Ｓｉからなる金属ガラス合金（非特許文献２）が知られている。

W. Klement, R. H. Willens, P. Duwez, Nature.187 (1960) 869 J. Schroers, B. Lohwongwatana, W. L. Johnson, A. Peker, Appl. Phys. Lett. 87 (2005) 061912. B. Zhang, D. Q. Zhao, M. X. Pan, W. H. Wang, A. L. Greer, Phys. Rev. Lett. 94 (2005) 205502. J. F. Li, D. Q. Zhao, M. L. Zhang, W. H. Wang, Appl. Phys. Lett. 93 (2008) 171907.

Ａｕ−Ｓｉからなる２元系金属ガラス合金は、ガラス形成能が低く、室温での安定性に欠けている。Ａｕ−Ｃｕ−Ｐｄ−Ａｇ−Ｓｉからなる金属ガラス合金は、ΔＴｘにおける安定性に優れ高いガラス形成能を有するが、Ｔｇが約１３０℃である。

本発明は、１００℃より低いＴｇ、広いΔＴｘ、高いガラス形成能、安定性、耐酸化性、優れた機械的特性、耐腐食性及びΔＴｘ範囲内での加工に適した粘性率を有するＡｕ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、低いＴｇと高いガラス形成能を有し、優れた加工性、機械的性質、耐食性を兼ね備えたＡｕ基金属ガラス合金について鋭意研究を行った結果、Ａｕ含量が５０原子％を超えるとＴｇが低くなることを見出し、本発明を完成させるに至った。

すなわち、本発明のＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、５０＜ａ＜７５、０＜ｂ＜２７．５、０≦ｃ又はｄ≦１０、１７≦ｅ≦２０；ただし、ｃ及びｄは同時に０ではない。）で示される組成からなる。本発明のＡｕ基金属ガラス合金のＴｇは３７７Ｋ未満であり、ΔＴｘは３４Ｋ以上である。

本発明のＡｕ基金属ガラス合金はＴｇが３７７Ｋ未満であり、３４Ｋ以上のΔＴｘを有するので、低い温度での塑性加工が可能である。また、高いガラス形成能を有しているので、金型鋳造法でバルクとすることが可能である。また、展性を示す点で他の金属ガラス合金になかった特性を有する。

Ａｕ_５０Ｃｕ_３３Ｓｉ_１７と実施例１で作製したＡｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７のＤＳＣ曲線を示す図である。実施例１で作製したＡｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７のＸＲＤパターンを示す図である。実施例１で作製したＡｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７の圧縮応力−ひずみ曲線を示す図である。室温における直径２ｍｍのＡｕ_７０Ｃｕ_５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７（実施例１で作製）の圧縮応力テストの破壊形状を示す像である。室温における直径２ｍｍのＡｕ_７０Ｃｕ_５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７（実施例１で作製）の圧縮応力テストの破壊断面形状を示す像である。Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７（実施例１で作製）を９７℃の湯中でＵ字形に曲げた像である。Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７（実施例１で作製）をプライヤーでクッキー形状にプレスした像である。インプリントしたＡｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７（実施例１で作製）の顕微鏡（ＳＥＭ）像である。１ＮのＨＣｌとＨ_２ＳＯ_４溶液中のＡｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７（実施例１で作製）の分極曲線を示す。

以下、本発明を幾つかの実施形態について説明する。
（実施形態１）
本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕ−Ｃｕ−Ａｇ−Ｐｄ−Ｓｉの５元系の組成を有する金属ガラス合金である。
このＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、５０＜ａ＜７５、０＜ｂ＜２７．５、０≦ｃ又はｄ≦１０、１７≦ｅ≦２０；ただし、ｃ及びｄは同時に０ではない）で示される組成からなる。ここで、ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００を満たし、それぞれ上述した範囲内で適宜選択することができる。好ましくは、６０≦ａ≦７０、０＜ｂ≦１５．５、２．５≦ｃ又はｄ≦５、ｅ＝１７である。さらに好ましくは、６０≦ａ≦７０、５≦ｂ≦１５．５、２．５≦ｃ又はｄ≦５、ｅ＝１７である。

本実施形態のＡｕ基ガラス金属は、Ａｕの含有量が５０原子％を超え７５原子％未満の範囲内でガラス形成能が高く、直径が３ｍｍ以上の棒状に作製することができる。また、Ｃｕ含量を少なくし、その減少割合に見合った割合をＡｕにプラスすることで、Ｔｇが３７７Ｋ未満にまで低下する。したがって、１００℃程度の低い温度での可塑加工が可能となる。

本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金は、純度の高いＡｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｄ及びＳｉをアーク溶融により製造することができる。

本発明にあっては、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本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金を冷却固化させ、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。

本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金は、組成金属を溶融し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として製造して得ることができる。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。

（実施形態２）
この実施形態の金属ガラス合金は、Ａｕ−Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉの４元系の金属ガラス合金である点で実施形態１のものと異なる。本実施形態２のＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘは原子％で、２．５＜ｘ＜２７．５）で示される組成からなる。好ましくは、Ａｕの含有量が６０原子％以上７０原子％以下の範囲である。この範囲では、Ｔｇが１００℃以下であり、かつガラス形成能が高く、直径が４ｍｍ以上の棒状の金属ガラス合金を作製することができる。したがって、１００℃程度の低い温度での可塑加工が可能となる。実施形態１同様、純度の高いＡｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｄ及びＳｉをアーク溶融により製造することができる。

本実施形態２のＡｕ基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）は３３９Ｋ〜３７７Ｋ、結晶化開始温度（Ｔｘ）は３７５Ｋ〜４１９Ｋ、液相線温度（Ｔｌ）は６５２Ｋ〜６８０Ｋである。Ａｕの含有割合が増えるに従いＴｇとＴｘは低くなる傾向があり、逆にＴｌは高くなる傾向にあるため、Ａｕの含有量は、５０原子％以上７０原子％以下の範囲が好ましい。特に、Ｔｇが３７７ＫのＡｕ基金属ガラス合金はこれまでに知られている他の金属ガラス合金の中でも低い部類に属するものである。

過冷却液体領域の温度幅（ΔＴｘ）は３６Ｋ〜５０Ｋ、換算ガラス化温度（以下、「Ｔｒｇ」ということもある。Ｔｒｇ＝Ｔｇ／Ｔｌ）は０．４９９〜０．５７８、ガラス形成能と非晶質の安定性との総合的指数であるγ値（＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔｌ））は、０．３６８〜０．４０７である。

ここで、ΔＴｘとは結晶化に対する抵抗力、すなわちガラス形成能と非晶質の安定性の関係を示すもので、本明細書では、０．３３Ｋ／ｓの加熱速度で示差走査熱量分析（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）を行な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。
Ｔｒｇとはガラス形成能を示すもので、ガラス遷移温度Ｔｇと液相線温度Ｔｌの比で定義されるものである。本明細書では、液相線温度Ｔｌは２ＭＰａの圧縮応力の下、０．３３Ｋ／ｓの加熱速度で示差熱量分析（ＤＴＡ： Differential Thermal Analysis）を行なうことにより得られる値である。

前述したように、Ａｕ含有量の増加によってＴｌが上昇し、Ｔｒｇ値とγ値が低下するため、本実施形態のＡｕ基ガラス金属合金は、ガラス形成能が低下する傾向にある。しかし、本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕの含有量が５０原子％を超え７５原子％未満の範囲内では十分なガラス形成能を有しており、直径が３ｍｍ以上の棒状の金属ガラス合金を作製することができる。

本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金の機械的特性は、圧縮破壊強度（σ_ｃ.ｆ）は６４３ＭＰａ〜９３５ＭＰａ、ヤング率（Ｅ）は４６．６ＧＰａ〜６５．４ＧＰａ、ビッカース硬度（Ｈｖ）は２６４〜３５３である。なお、本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金の機械的特性は、低いＴｇを示すＣｅ基金属ガラス合金（非特許文献３）やＣａ基金属ガラス合金（非特許文献４）に関する機械的特性に比べ優れた値を示している。また、本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金は、破壊断面に血管パターン構造を有しており、展性を示す点で他の金属ガラス合金になかった特徴がある。過冷却状態で１０^７〜１０^８Ｐａ・Ｓの粘性率を有し、１００℃以下の温度での可塑成形が可能である。

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本実施形態のＡｕ基金属ガラス合金を冷却固化させ、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。

（実施形態３）
この実施形態３は、Ａｕ−Ｃｕ−Ｐｄ−Ｓｉの４元系の金属ガラス合金である点で実施形態１の金属ガラス合金と異なる。この実施形態３のＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕ_{７７．５−ｙ}Ｃｕ_ｙＰｄ_７．５Ｓｉ_１７（ｙは原子％で、２．５＜ｙ＜２７．５）で示される組成からなる。好ましくは、Ａｕの含有量が６０原子％以上７０原子％以下の範囲である。この範囲では、Ｔｇが１００℃以下であり、かつガラス形成能が高く、直径が４ｍｍ以上の棒状の金属ガラス合金を作製することができる。したがって、１００℃程度の低い温度での可塑加工が可能となる。実施形態３にあっても、実施形態１同様、純度の高いＡｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｄ及びＳｉをアーク溶融により製造することができる。
以下、実施例に基づき本発明をさらに具体的に説明する。

Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘ＝２５．５，１５．５，１０．５，５．５）の組成を持つ多成分合金インゴットを、高純度アルゴン雰囲気中で純度各９９．５％のＡｕ、Ｃｕ、Ａｇ及びＳｉの混合物を用いてアーク溶融により製造した。直径１〜７ｍｍの円柱用銅製鋳型を用い、アルゴン雰囲気下で、溶融紡糸によって試料を作った。

Ｃｕ−Ｋα源を用いるＸ線回折（ＸＲＤ）（ＲＩＮＴ−Ｕｌｔｉｍａ；理学製）で試料の構造を検査した。
金属合金の熱安定性は、示差操作熱量分析（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）により行い、機器はＤＳＣ６０００（セイコーインスツル製）を用いて０．３３Ｋ／ｓの加熱速度で行った。
温度依存性有効粘性は、示差熱量分析（ＤＴＡ：Differential Thermal Analysis）により行い、熱機械分析計（ＴＭＡＱ−４００，ＴＡ社、ＵＳＡ）を用いて、２ＭＰａの圧縮応力の下、０．３３Ｋ／ｓの加熱速度で行った。
圧縮荷重下での機械的特性はＩｎｓｔｒｏｎ５５８１試験機（Ｉｎｓｔｒｏｎコーポレーション、ＵＳＡ）を用いて測定した。圧縮テストにおいては２ｍｍと４ｍｍの試料を用い、歪み速度を５×１０^−４／ｓの条件で行った。破断面をＪＳＭ−６６１０（ＪＥＯＬ製）を用い走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で調べた。
耐腐食性は、１ＮのＨＣｌとＨ_２ＳＯ_４溶液中の電気化学的測定値で評価した。

図１にＡｕ_５０Ｃｕ_３３Ｓｉ_１７とＡｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘ＝２５．５，１５．５，１０．５，５．５）のＤＳＣ曲線を示す。横軸は温度、縦軸は発熱を示す。
Ａｕ_５０Ｃｕ_３３Ｓｉ_１７のＣｕの割合をＡｇに置き換えることにより、Ｔｇが低くなっていることがわかる。

Ａｕ_５０Ｃｕ_３３Ｓｉ_１７とＡｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７及び比較のための他の金属ガラス合金のＴｇ，Ｔｘ，ΔＴｘ，Ｔｌ，Ｔｒｇ，γ値，ガラス形成能（ｄｃ），機械的特性値（Ｈｖ，σ_ｃ.ｆ，Ｅ）を表１に示す。

Ａｕ_５０Ｃｕ_３３Ｓｉ_１７のＴｇは１０７℃、ΔＴｘは２３℃、ガラス形成能はｄｃ＜１ｍｍであったが、Ａｕ_５０Ｃｕ_３３Ｓｉ_１７のＣｕの割合をＡｇに置き換えることにより、過冷却液体及びガラス形成能が著しく向上し、Ｔｇは３７７Ｋ未満に低下している。

Ａｕ_５５Ｃｕ_２０．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、３７５Ｋ，３６４Ｋ，４ｍｍである。
Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、３５９Ｋ，４４Ｋ，５ｍｍである。
Ａｕ_６５Ｃｕ_１０．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、３４２Ｋ，５０Ｋ，４ｍｍである。
Ａｕ_７０Ｃｕ_５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、３３９Ｋ，３６Ｋ，３ｍｍである。

Ａｕの含有割合が増えるに従いＴｇとＴｘは低くなる傾向があり、逆にＴｌは高くなる傾向にあるため、Ａｕの含有量は、５０原子％以上７０原子％以下の範囲が好ましい。この範囲では、Ｔｇは３７７Ｋ未満である。より好ましくは、Ａｕの含有量は６０原子％以上７０原子％以下の範囲である。この範囲ではＴｇが１００℃より低くなっている。
一番広いΔＴｘである５０Ｋは、Ａｕ含有量６５原子％であった。

Ａｕ含有量の増加によってＴｌが上昇するため、Ｔｒｇ値とγ値が低下することから、本発明のＡｕ基ガラス金属合金は、ガラス形成能が低下する傾向にある。しかし、本発明のＡｕ基金属ガラス合金は、Ａｕの含有量が５０原子％以上７０原子％以下の範囲内では十分なガラス形成能を有しており、直径が３ｍｍ以上の棒状の金属ガラス合金を作製することができる。

なお、Ｃａ_６５Ｌｉ_９．９６Ｍｇ_８．５４Ｚｎ_１６．５やＣｅ_７０Ｃｕ_２０Ａｌ_１０は、Ｔｇが低いものの、耐腐食性が本発明のＡｕ基ガラス金属合金より悪い。

図２にＡｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘ＝２５．５，１５．５，１０．５，５．５）のＸ線回析（ＸＲＤ）を示す。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。

Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘ＝２５．５，１５．５，１０．５，５．５）は、検出されるほどの鋭いブラッグピークを持たない一連の広い回折最大点のみから成ることが分かる。このことは、試料が非晶質であることを示すものである。

機械的特性テストにより、金属ガラス合金Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７が６４３ＭＰａ〜９３５ＭＰａの圧縮破壊強度（σ_ｃ.ｆ）、４６．６ＧＰａ〜６５．４ＧＰａのヤング率（Ｅ）、２６４〜３５３のビッカース硬度（Ｈｖ）を有していることが示された。

図３に、Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７の圧縮応力−歪み曲線を示す。横軸は歪み、縦軸は圧縮応力を示す。歪み速度は５×１０^−４／秒で測定した。
表１にも示したように、Ａｕ_５０Ｃｕ_２５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７、Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７、Ａｕ_６５Ｃｕ_１０．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７、Ａｕ_７０Ｃｕ_５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７のσ_ｃ.ｆは、それぞれ、９３５ＭＰａ，８３２ＭＰａ，７２６ＭＰａ、６４３ＭＰａであった。
また、ヤング率、ビッカース硬度は、表１に示す。

室温における直径２ｍｍのＡｕ_７０Ｃｕ_５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７の圧縮応力テストによる破壊状況を図４ａ及び図４ｂに示す。図４ａに示すように、最大せん断応力面に沿って破壊が生じ、破壊は加荷重方向に向けて約４５度の傾きをもっていた。また、図４ｂに示すように、破壊断面はベインパターン模様が発達していた。

Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘ＝２５．５，１５．５，１０．５，５．５）は、過冷却状態で１０^７〜１０^８Ｐａ・Ｓの粘性率を有し、１００℃以下の温度で可塑成形が可能であり、低い温度での可塑性を有することが分かる。図５ａは、Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７を９７℃の湯中においてピンセットでＵ字形に曲げた像である。また、図５ｂはプライヤーでクッキー形状にプレスしたものである。Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７の表面にはプライヤー面のパターンが形成されている。なお、直径がナノサイズであっても、インプリントが表面に複写されることを確認している。

図６は、Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７を多孔質アルミナ上で１００ＭＰａの圧力で９２℃、１８０秒の等温保持（Isothermal processing）により得られた、直径約２００ｎｍナノロッドの顕微鏡（ＳＥＭ）像である。
以上の結果により、成型処理、インプリンティング処理、エンボス処理や他の熱成形処理が可能であることを示している。

さらに、Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘ＝２５．５，１５．５，１０．５，５．５）は、高い耐腐食性を備えている。耐腐食性は、１ＮのＨＣｌとＨ_２ＳＯ_４溶液中の電気化学的測定値で評価した。図７にＡｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７の分極曲線を示す。比較例としてステンレスＳＵＳ３１６Ｌ（図中、点線で示す）を用いた。縦軸は電流密度、横軸は電位を表わす。

１ＮのＨＣｌ溶液中で、金属ガラス合金は、１０^−３Ａｍ^−２オーダを自発的不動態として、電位の増加とともに第二の不動態に近づいていた。金属ガラス合金は、１ＮのＨ_２ＳＯ_４溶液中では塩酸中に比べて不動態を示す電位幅が広く、低い電流密度にあり、両方の溶液及びすべての電位において、ＳＵＳ３１６Ｌステンレスよりも遥かに低い陽極電流密度を示している。このことは、Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ａｇ_７．５Ｓｉ_１７の耐腐食性がＳＵＳ３１６Ｌステンレスより優れていることを示している。

実施例１と同様にして、Ａｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、５０＜ａ＜７５、０＜ｂ＜２７．５、０≦ｃ又はｄ≦１０、１７≦ｅ≦２０；ただし、ｃ及びｄは同時に０ではない。）とＡｕ_{７７．５−ｙ}Ｃｕ_ｙＰｄ_７．５Ｓｉ_１７（ｙは原子％で、２．５＜ｙ＜２７．５）組成を持つ多成分合金インゴットを作製し、温度特性を調べた。結果及び比較のための他の金属ガラス合金のＴｇ，Ｔｘ，ΔＴｘ，Ｔｌ，Ｔｒｇ，γ値，ガラス形成能（ｄｃ）を表２に示す。

Ａｕ_６０Ｃｕ_１８Ｓｉ_１７Ｐｄ_５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、９８℃，４４℃，４ｍｍである。
Ａｕ_７０Ｃｕ_８Ｓｉ_１７Ｐｄ_５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、８１℃，３４℃，４ｍｍである。
金属ガラス合金がＡｕ_{７７．５−ｙ}Ｃｕ_ｙＰｄ_７．５Ｓｉ_１７（ｙは原子％で、２．５＜ｙ＜２７．５）で示される組成を有し、特に、Ａｕの含有量が６０原子％以上７０原子％以下の範囲においては、Ｔｇが１００℃以下であり、ガラス形成能も高いことが分かる。

Ａｕ_６０Ｃｕ_１０．５Ｓｉ_１７Ａｇ_７．５Ｐｄ_５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、１０２℃，４２℃，５ｍｍである。
Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ｓｉ_１７Ａｇ_５Ｐｄ_２．５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、９１℃，５５℃，５ｍｍである。
Ａｕ_６０Ｃｕ_１５．５Ｓｉ_１７Ａｇ_２．５Ｐｄ_５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、９８℃，４６℃，５ｍｍである。
Ａｕ_７０Ｃｕ_８Ｓｉ_１７Ｐｄ_５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、８１℃，３４℃，４ｍｍである。
Ａｕ_７０Ｃｕ_５．５Ｓｉ_１７Ａｇ_２．５Ｐｄ_５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、８２℃，３４℃，３ｍｍである。
Ａｕ_７０Ｃｕ_５．５Ｓｉ_１７Ａｇ_５Ｐｄ_２．５のＴｇ，ΔＴｘ，ｄｃは、それぞれ、７４℃，４８℃，３ｍｍである。

金属ガラス合金がＡｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、５０＜ａ＜７５、０＜ｂ＜２７．５、０≦ｃ又はｄ≦１０、１７≦ｅ≦２０；ただし、ｃ及びｄは同時に０ではない）で示される組成を有し、特に６０≦ａ≦７０、５≦ｂ≦１５．５、２．５≦ｃ又はｄ≦５、ｅ＝１７の範囲では、Ｔｇが１０２℃以下であり、ガラス形成能も高いことが分かる。

以上述べたように、Ａｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、５０＜ａ＜７５、０＜ｂ＜２７．５、０≦ｃ又はｄ≦１０、１７≦ｅ≦２０；ただし、ｃ及びｄは同時に０ではない。）で示される組成を有する金属ガラス合金は、低いガラス遷移温度、高いガラス形成能、広い過冷却液体領域、優れた機械的特性と耐腐食性、耐酸化性及び約１００℃以下の温度で塑性加工性を有する。これらの優れた特性のコンビネーションにより、科学やマイクロ／ナノマシン、バイオエンジニアリング、高密度データ記録媒体、及び装飾等の領域に応用可能である。

Claims

Ａｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、５０＜ａ＜７５、０＜ｂ＜２７．５、０＜ｃ≦１０、０＜ｄ≦１０、１７≦ｅ≦２０）で示される組成からなる、Ａｕ基金属ガラス合金。
Ａｕ_ａＣｕ_ｂＡｇ_ｃＰｄ_ｄＳｉ_ｅ（式中ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅは原子％であり、６０≦ａ≦７０、０＜ｂ≦１５．５、２．５≦ｃ≦５、２．５≦ｄ≦５、ｅ＝１７）で示される組成からなる、Ａｕ基金属ガラス合金。
前記Ａｕ基金属ガラス合金のガラス遷移温度が３７７Ｋ未満である、請求項１又は２に記載のＡｕ基金属ガラス合金。
前記Ａｕ基金属ガラス合金の過冷却液体領域の温度幅（ΔＴｘ＝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。）が３４Ｋ以上である、請求項３に記載のＡｕ基金属ガラス合金。
Ａｕ_{７５．５−ｘ}Ｃｕ_ｘＡｇ_７．５Ｓｉ_１７（ｘは原子％で、２．５＜ｘ＜２７．５）で示される組成からなる、Ａｕ基金属ガラス合金。
前記Ａｕ基金属ガラス合金のヤング率が６４３ＭＰａ以上である、請求項５に記載のＡｕ基金属ガラス合金。