(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
(Ｃｏ1-xＦｅx)100-a-b-c-dＭaＣbＢcＬd(ただし、Ｍは、Ｍｏ, Ｃｒから選択される１種
又は２種、Ｌは、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂから選択される一種以上の元素であ
る。また、０≦ｘ≦０．７、ａ，ｂ，ｃ，ｄは、それぞれ原子％であり、２２≦ａ≦３５
、６≦ｂ≦２０、１≦ｃ≦１１、１０≦ｂ＋ｃ≦２６、０．５≦ｄ≦４である)で示され
る組成からなり、過冷却液体領域の温度幅（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ；ただし、Ｔｘは、結晶
化開始温度、Ｔｇは、ガラス遷移温度）が５０Ｋ以上、室温における圧縮強度が４０００
ＭＰａ以上であることを特徴とするＣｏ系金属ガラス合金。
【請求項２】
厚さ又は直径が１ｍｍ〜１４ｍｍの板材又は棒材であり、ガラス相の体積分率が１００%
であることを特徴とする請求項１に記載のＣｏ系金属ガラス合金。
【請求項３】
請求項１に記載のＣｏ系金属ガラス合金からなる、粘性流動加工により製造される機械部
品用材料。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、良好な加工性及び高強度を兼ね備え、かつ、高いガラス形成能を有するＣｏ
系金属ガラス合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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特性を有する。例えば、低ヤング率、高強度、高耐食性などの
特色を有する。また、従来のアモルファス合金はガラス形成能が低いために、１０５Ｋ／
ｓｅｃ以上の高い冷却速度で溶湯を凝固しなければならず、そのため作製できる形状は数
十μｍの厚さのリボン形状、細線状又は粉末状の形状に限られていた。
【０００３】
しかし、金属ガラス合金は、その高いガラス形成能により遅い冷却速度で溶湯を凝固し
て、厚みが数十ｍｍのバルク状の金属ガラス合金も作製が可能となっており、種々の形状
の金属ガラス合金が作製できるようになっている。このため、金属ガラス合金の優れた特
性を利用した製品の開発が近年、積極的に行なわれている。このようなバルク状の金属ガ
ラス合金は、Ｍｇ系、ランタノイド（Ｌｎ）系、Ｚｒ系、（Ｆｅ、Ｃｏ）系、Ｐｄ−Ｃｕ
系、又はＴｉ系合金など種々の合金があり、その中でも（Ｆｅ、Ｃｏ）系金属ガラス合金
は、良好な軟磁気的特性のみならず、高強度であるという特色を有しており、機械構造部
品への応用が図られている。
【０００４】
本発明者らは、これまで、（Ｆｅ、Ｃｏ）基金属ガラス合金を高強度材料として用いる
べく、種々の開発を行なってきた。例えば、高強度な（Ｆｅ、Ｃｏ）系金属ガラス合金に
関して本発明者らは、先に、過冷却液体領域の温度幅が６０Ｋ以上であり、式（Ｆｅ1-a-
bＣｏaＮｉb ）100-x-y-z ＭxＢyＴz［式中、Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｗ
，Ｃｒのうちの１種又は２種以上からなる元素であり、Ｔは、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，
Ｉｒ，Ｐｔ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｐのうちの１種又は２種以上の元素であり、かつ０
≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦１５原子％、１７原子％≦ｙ≦２２
原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％である］からなる高硬度金属ガラス合金を発明し、特許
出願した（特許文献１）。
【０００５】
また、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｓｉ−Ｎｂ系金属ガラス合金が高強度と高ガラス形成能を兼ね
備えた合金であることを見出し、該合金に係わる発明について特許出願した（特許文献２
）。一方、特許文献１記載の合金のガラス形成能を改善した合金のＦｅ−Ｙ−Ｍｎ−Ｍｏ
−Ｃｒ−Ｃ−Ｂからなる金属ガラス合金に係わる発明が本発明者以外によりなされ、特許
出願されている（特許文献３）。特許文献１と３記載の合金の違いはＹ添加の有無だけで
あり、特許文献３には、Ｙの添加によりガラス形成能が上昇し、金型鋳造により直径１２
ｍｍの金属ガラス合金の鋳造材が作製できることが記載されている。
【０００６】
また、Ｆｅ−Ｙ−Ｍｏ−Ｃｒ−Ｃ−Ｂ系合金においても金型鋳造により直径１２ｍｍの
金属ガラス合金の鋳造材が作製できることが、非特許文献１に開示されている。特許文献
３記載の合金の組成のように、希土類金属が添加されている合金系として、本発明者らは
、Ｆｅを主成分として、希土類金属を２〜１５原子％添加した金属ガラス合金粉末の焼結
体に係わる発明を特許出願している（特許文献４）。
【０００７】
また、特許文献４に記載された合金に近い合金として、非特許文献２において、金型鋳
造法で直径１．２ｍｍの金属ガラス合金鋳造材を作製できることを開示している。
【０００８】
さらに、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
少し塑性流動加工を行なうことが可能であり、材料加工が容易であるという特長を有して
いる。その加工方法については特許文献５、６等に開示されている。
【０００９】
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が加工を容易にすることになる。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は結晶化のために脆化し、実用することがで
きないという問題点も有する。よって、材料の加工を行なう場合、結晶化しない範囲でガ
ラス遷移温度以上の温度に上げることが必要で、その金属ガラス合金のガラス遷移温度（
Ｔｇ）から結晶化開始温度（Ｔｘ）までの間の温度幅、すなわち過冷却液体領域の温度幅
（以下、「ΔＴｘ」と記す。）（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ）が広いことが粘性流動加工を実施
するにあたり重要となる。そのため、近年、ΔＴｘが広い金属ガラス合金が非常に注目さ
れている。
【００１０】
【特許文献１】特開平１０−２６５９１７
【特許文献２】特開２００５−２５６０３８
【特許文献３】ＷＯ２００５０１７２２３
【特許文献４】特開平１１−７１６４５号公報
【特許文献５】特開平６−９３３９５号公報
【特許文献６】特開２００５−２０１７８９号公報
【非特許文献１】V. Ponnambalam, S. J. Poonand G.J. Shiflet; “Fe-based bulk metallic glasses with diameter thickness larger than one centimeter”, J. Mater. Res. 19(2004), 1320-1323
【非特許文献２】Itoi T and Inoue A; “Thermal stability and soft magnetic properties of Co-Fe-M-B(M=Nb, Zr) amorphous alloys with large supercooled liquid region”, Mater. Trans., JIM 41(2000), 1256-1262
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
金属ガラス合金は通常の結晶金属と異なり、引張試験において塑性伸びを示さない合金
が大半を占め、塑性伸びを示す組成においても、２、３％程度の伸びしか示さず、単軸応
力下では延性が非常に少ない。そのため、通常の結晶金属のように圧延や鍛造などの塑性
加工が困難である。さらに、金属ガラス合金は通常の金属に比べて強度が高く、最大で５
０００ＭＰａに達する合金さえあり、鋼材などに比べて切削加工性が良好であるといえな
い。しかし、金属ガラス合金はガラス遷移温度以上で材料の粘性が急激に低下する特徴が
あり、このことを利用して、過冷却液体領域での種々の加工（粘性流動加工）を施すこと
ができ、粘性流動を利用することにより加工性に優れた材料となり得る。
【００１２】
また、通常の結晶金属であっても数十ナノメートルの微細加工を行なうためには特殊な
方法で機械加工を行なう必要があり、その特殊な加工を個々に行なわなければならないた
め、微細加工をした加工品は非常に高価であった。しかし、金属ガラス合金の場合、粘性
流動加工により数十ナノメートルの微細表面加工した金型でもその表面形状を転写するこ
とができるために、過冷却液体領域において、金型を利用して鍛造又は転写することによ
りナノメートルレベルの加工品を容易に作製できる。すなわち、金属ガラス合金はナノレ
ベルの加工が容易であり、加工性が高いといえる。
【００１３】
このように、金属ガラス合金は粘性流動を用いることにより種々の加工を容易になし得
るが、その加工性について良否が存在する。一般に、金属ガラス合金のΔＴｘが狭いと、
過冷却液体領域の温度に保持しても短時間で結晶化が生じてしまう。金属ガラス合金は結
晶化すると過冷却液体でなくなるために、粘性流動加工できなくなる。また、結晶化前に
加工されていた部位も析出した結晶に起因して脆化しており、実用できなくなる。このよ
うに、金属ガラス合金の加工性を高めるためには、ΔＴｘが広いことが必要である。
【００１４】
粘性流動による加工性が高い金属ガラス合金を得るために、ΔＴｘとガラス形成能の観
点から上述の文献を見ると、例えば、特許文献１に開示されている金属ガラス合金では、
Ｆｅ56Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｔａ2Ｂ20組成においてΔＴｘが８８Ｋであることが実施例に記載
されており、ΔＴｘが広い。しかし、結晶相の析出が認められない直径５ｍｍの金属ガラ
ス合金棒材を作製できると記載されている合金はＦｅ61Ｃｏ7Ｚｒ10Ｍｏ5Ｗ2Ｂ15の組成
であるが、この組成の合金のΔＴｘは６４Ｋであり、高いガラス形成能と広いΔＴｘを兼
ね備えた合金であるとはいえない。
【００１５】
特許文献２においても、ΔＴｘが６０Ｋである金属ガラス合金が実施例において記載さ
れている。しかし、直径５ｍｍの金属ガラス合金棒材が作製できる組成においては、ΔＴ
ｘは５５Ｋにすぎないため、高いガラス形成能と広いΔＴｘを兼ね備えた合金であるとは
いえなかった。
【００１６】
特許文献３については、直径１２ｍｍに達する金属ガラス合金棒材が作製できることが
記載されており、ガラス形成能はＦｅ基金属ガラス合金の中では最も高い合金であるとい
える。しかし、特許文献３中に記載されているＤＳＣからΔＴｘを読み取ると、ΔＴｘは
、４０Ｋにすぎない。さらに、非特許文献１は特許文献３の発明者と同一の者が著者であ
り、非特許文献１には、特許文献３と同一組成の金属ガラス合金棒材の外観写真が掲載さ
れているが、外観写真は鋳造材上部が破壊しており、脆い材料であることが写真からも判
断できる。
【００１７】
非特許文献２には、ΔＴｘが９８Ｋに達するＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ6Ｚｒ2Ｂ30組成のＣｏ基
金属ガラス合金が記載されているが、金型鋳造法によって直径１．５ｍｍの金属ガラス合
金棒材しか得ることができず、広いΔＴｘと高いガラス形成能を兼ね備えた合金であると
いえなかった。以上のように、（Ｃｏ、Ｆｅ）基金属ガラス合金に高いガラス形成能と広
いΔＴｘを兼ね備え、さらに機械的特性に優れる金属ガラス合金は見出されていなかった
。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として、種々の合金組成及び元素の組
合せについて探索した結果、Ｃｏ−（Ｃｒ，Ｍｏ）−Ｃ−Ｂ系合金にランタノイド系の特
定の元素を微量添加することにより広いΔＴｘ・良好な機械的特性・高ガラス形成能の３
種の特性を兼ね備えた合金が得られることを見出し、本発明の完成に至った。
【００１９】
すなわち、本発明は、(Ｃｏ1-xＦｅx)100-a-b-c-dＭaＣbＢcＬd(ただし、Ｍは、Ｍｏ, Ｃ
ｒから選択される１種又は２種、Ｌは、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂから選択され
る一種以上の元素である。また、０≦ｘ≦０．７、ａ，ｂ，ｃ，ｄは、それぞれ原子％で
あり、２２≦ａ≦３５、６≦ｂ≦２０、１≦ｃ≦１１、１０≦ｂ＋ｃ≦２６、０．５≦ｄ
≦４である)で示される組成からなり、過冷却液体領域の温度幅（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ；
ただし、Ｔｘは、結晶化開始温度、Ｔｇは、ガラス遷移温度）が５０Ｋ以上、室温におけ
る圧縮強度が４０００ＭＰａ以上であることを特徴とするＣｏ系金属ガラス合金である。
【００２０】
本発明の金属ガラス合金は、銅鋳型鋳造法により製造して、ガラス相の体積分率が１０
０％である直径６ｍｍ以上の棒材を得ることができる高いガラス形成能を有し、ガラス相
の体積分率が１００％である最大直径約１４ｍｍの棒材の作製が可能であり、従来のＣｏ
系金属ガラスで達成されているガラス形成能のレベルを大きく上回る。したがって、本発
明により、肉厚が１ｍｍ程度よりも大きいバルクの合金材料を提供できるが、当然、１０
０μｍ〜１ｍｍ程度の厚さや直径の薄帯や細線を提供することも容易である。
【００２１】
また、本発明のＣｏ系金属ガラス合金は、粘性流動加工により製造される機械部品用材
料として好適である。
【発明の効果】
【００２２】
本発明のＣｏ系金属ガラス合金は、ΔＴｘが５０Ｋ以上を示すので、粘性流動加工をす
ることが容易である。また、金型鋳造法でガラス相単相からなる厚さ又は直径１ｍｍ以上
の板材又は棒材を容易に作製でき、最大１４ｍｍでもガラス相単相の合金を作製できる優
れたガラス形成能を有している。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
本発明のＣｏ系金属ガラス合金は、式(Ｃｏ1-xＦｅx)100-a-b-c-dＭaＣbＢcＬd(ただし
、Ｍは、Ｍｏ, Ｃｒから選択される１種又は２種、Ｌは、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、
Ｙｂから選択される一種以上の元素である。また、０≦ｘ≦０．７、ａ，ｂ，ｃ，ｄは、
それぞれ原子％であり、２２≦ａ≦３５、６≦ｂ≦２０、１≦ｃ≦１１、１０≦ｂ＋ｃ≦
２６、０．５≦ｄ≦４である)で示される組成からなる。
【００２４】
本発明において、式中の(Ｃｏ1-xＦｅx)のｘで示すＣｏに対するＦｅの置換濃度は０以
上０．７以下である。Ｆｅ含有量が少ない組成の合金はΔＴｘが広く、加工性に優れるが
、ガラス形成能はＦｅの含有量が多い組成が高い傾向にある。Ｃｏに対するＦｅの置換濃
度が０．７を越えると、ΔＴｘが、５０Ｋ未満となり加工性に優れた合金とはいえない。
ΔＴｘの観点からは、好ましくはｘの値は、０．５以下、さらに好ましくは０．２以下で
ある。
【００２５】
また、式中のＭaで示すＭｏ及びＣｒから選択される１種又は２種の元素は、２２原子
％以上、３５原子％以下であり、好ましくは、２５原子％以上、３３原子％以下である。
さらに好ましくは、Ｍｏ及びＣｒの２種からなりＣｒが１３原子％以上、１７原子％以下
及びＭｏが１２原子％以上、１６原子％以下であることが望ましい。Ｍｏ及びＣｒから選
択される１種又は２種の元素が２２原子％未満又は３５原子％を越えるとガラス形成能が
急激に低下するために、そのような組成の合金は種々の製造プロセスに供することができ
なくなる。
【００２６】
さらに、式中のＣ（炭素）は６原子％以上２０原子％以下であり、好ましくは、１０原
子％以上、１７原子％以下である。また、Ｂ（ホウ素）は、１原子％以上、１１原子％以
下であり、好ましくは、３原子％以上、９原子％以下である。また、ＣとＢの含有量の合
計は１０原子％以上、２６原子％以下であり、好ましくは、１５原子％以上、２３原子％
未満である。Ｃ及びＢを本発明の合金組成範囲より多く含有すると脆化するために実用に
供することができない。
【００２７】
また、Ｃ及びＢが本発明の合金組成範囲より少ない場合は、ガラス形成能が低下するた
めに、種々のプロセスに供することができなくなり、またΔＴｘが低下するために粘性流
動加工が困難になる。また、Ｃ及びＢから選択される１種又は２種の元素が２６原子％を
越えると冷却速度が低い作製プロセスで作製した場合、ガラス相であっても金属ガラス合
金自体が脆くなる傾向にある。
【００２８】
式中のＬdで示されるＹ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂから選択される１種以上の元
素は、ガラス形成能を高めるために必須な元素である。その含有量は０．５原子％以上、
４原子％以下であり、好ましくは、１原子％以上、３原子％以下である。さらに、ガラス
形成能の観点から、好ましくは、Ｙ、Ｅｒ、Ｔｍから選択される１種以上の元素が１原子
％以上、３原子％以下である。ランタノイド元素にはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどが存在す
るが、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどは、ガラス形成能を殆ど高めないために、含有されるランタ
ノイド元素は、Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂの元素群から選択されなければならな
い。Ｙ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂから選択される１種以上の元素は０．５原子％未
満又は４原子％を越えると、ガラス形成能が低下し結晶が析出するために合金が脆化し実
用に供せない。
【００２９】
本発明の合金において、ΔＴｘは５０Ｋ以上であり、好ましくは６０Ｋ以上、さらに好
ましくは８０Ｋ以上である。ΔＴｘは、昇温速度40Ｋ/minで合金を加熱し、示差走査熱量
計によりガラス遷移に伴う吸熱反応が生じ始める温度（Tg）と結晶化に伴う発熱反応が生
じ始める温度（Tx）との温度差（Ｔｘ−Ｔｇ）である。熱処理等で一部結晶化している場
合などは、ΔＴｘが狭くなり、材料を加熱して塑性流動加工することが困難になるため、
本発明ではΔＴｘを５０Ｋ以上と規定した。このΔＴｘは最大で９０Ｋ程度になる。
【００３０】
さらに、本発明の合金の特徴は４０００ＭＰａ以上の圧縮強度である。ガラス相が得ら
れる作製プロセスによれば、通常、本発明の合金組成範囲内であれば、４０００ＭＰａ以
上の圧縮強度を示す。しかし、Ｃ及びＢから選択される元素が合計で２３原子％を超える
金属ガラス合金に熱処理を施した際など、材料が脆化するために４０００ＭＰａ以上にな
らない場合がある。本発明の合金は高強度であることも特徴であり、強度を４０００ＭＰ
ａ以上と限定した。この圧縮強度は最大で４２００ＭＰａ程度になる。
【００３１】
本発明の合金はガラス相を有していなければならない。そのガラス相の量（体積分率）
は８０％以上であることが好ましく、さらに好ましくは、９０％以上である。８０％未満
であると合金は急激に脆化する傾向にある。上記のガラス相の量は、示差走査熱量計によ
り結晶化の発熱量を測定し、リボン材などの１０５Ｋ／ｓ以上の高冷却速度で作製した金
属ガラス合金の結晶化の発熱量と比較することにより容易に測定できる。
【００３２】
本発明において、ガラス相とはＸ線回折法により試料を測定したプロファイルに結晶相
に起因する鋭いピークが存在せず、ガラス相のブロードなピークのみが存在する状態を示
している。
【００３３】
本発明の金属ガラス合金の構成元素を含有している合金はこれまでに特許文献３及び特
許文献４に開示されているが、特許文献３記載の合金はガラス形成能については本発明の
合金と同程度であるがΔＴｘについては、４０Ｋ以下であるので、金属ガラス合金鋳造材
を作製しても、粘性流動加工が困難である。また、Ｆｅを主体としたＦｅ−Ｃｒ−Ｍｏ−
Ｃ−Ｂ−Ｙ系合金は、脆いために構造部品として実用することはできない。
【００３４】
一方、特許文献４は、実施例に希土類金属としてＮｄを用いた場合を記載しているのみ
で、それ以外の希土類元素について実施例は開示されておらず、またガラス形成能につい
ても一切開示されていない。また、特許文献４記載の合金組成は、Ｂ（ホウ素）の含有量
が本発明の合金組成から大きく逸脱しておりガラス形成能が低く、バルク状の構造部品と
して実用することができない。本発明は、特許文献１に開示された合金に基づいて改良を
重ね、Ｆｅ：Ｃｏ比でＣｏ含有比が多い組成でΔＴｘが広く、また、希土類金属の中でも
、特にＹ及びＤｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂを添加することによりガラス形成能が急激に
向上するという発見に基づいており、特許文献１、３及び４に開示された合金とは異なる
ものである。
【００３５】
本発明の金属ガラス合金は、銅鋳型鋳造法の他、公知の種々の方法で作製が可能である
。薄板形状の材料であれば、単ロール法や双ロール法により作製できる。また、微細な部
材であれば射出成形法を用いることができる。細線形状であれば、回転液中紡糸法や溝急
冷法により作製できる。また、石英ガラス製などのるつぼ中で溶解した後に水中で急冷す
る方法も用いることが可能である。さらに、ガスアトマイズ法などの方法により金属ガラ
ス合金粉末を作製した後、固化成形することも可能である。いずれの方法によって作製し
ても、本発明の金属ガラス合金は粘性流動を利用した２次加工が可能であり、また粉末の
固化成形も容易である。
【実施例】
【００３６】
［実施例１〜１５、比較例１，２］
所定割合の純物質をＡｒガス雰囲気中で混合し、アーク溶解により母合金を作製した。
次に銅鋳型を用いた射出鋳造法により棒状の試料を作製し、作製した試料の断面をＸ線回
折法により相の同定を行なった。
【００３７】
図３に、銅鋳型鋳造法により直径２〜１６ｍｍの合金試料を作製するのに用いた装置を
側面から見た概略構成を示す。母合金を作り、これを先端に小孔（孔径0.5〜4mm）を有す
る石英管３に充填した後、垂直な孔５を鋳込み空間として設けた銅製鋳型６の直上に石英
管３を設置した。その後、高周波発生コイル４により母合金を加熱溶融した。次いで、石
英管３内の溶融金属１をアルゴンガスの加圧（0.1〜1.0 Kg/cm2）により石英管３の小孔
２から噴出し、銅製鋳型６の孔に注入してそのまま放置して凝固させて棒状の試料を得た
。
【００３８】
【表１】
0004742268.tif 000002
【００３９】
表１に作製した試料の組成とガラス相が得られる臨界直径の結果を示す。臨界直径は、
各直径の鋳造材をＸ線回折法により相の同定を行い、ガラス相の体積分率１００％が得ら
れる最大直径を臨界直径とした。また、相の同定においては、図１に示す実施例１の棒材
のＸ線図形のように、結晶から生じる鋭いピークが無く、かつブロードなピークのみが存
在する試料をガラス相と判断し、結晶から生じる鋭いピークがある試料を結晶と判断した
。
【００４０】
また、ガラス相からなる試料は、ガラス遷移温度及び結晶化温度の測定も行なった。ガ
ラス遷移温度及び結晶化温度は、示差走査熱量計（ＴＡ社製ＤＳＣ２９１０）を用いて、
４０Ｋ／ｍｉｎの昇温速度で測定を行なった。また、図２に示す実施例１のＤＳＣ測定結
果のように、ガラス遷移に起因する吸熱反応が生じるオンセット温度をガラス遷移温度と
し、結晶化に起因する発熱反応が生じるオンセット温度を結晶化温度とした。
【００４１】
表１に示すように、本発明の合金は全て６ｍｍ以上の臨界直径を示す。実施例５，６で
は最大１４ｍｍである。金型内に鋳込み空間として設けた垂直な孔の直径に棒状の試料の
直径は相当し、この直径が大きいほど冷却速度が低下するので、本発明の合金は従来の合
金に比べて低い冷却速度でガラス相を得ることができることがわかる。すなわち、ガラス
形成能が高いといえる。しかし、比較例１、２に示すように、本発明の合金組成範囲から
逸脱した合金は、直径２ｍｍでガラス相単相を得ることができず合金が脆化するため実用
に供せない。また、本発明の合金はΔＴｘが５０Ｋ以上と広いため、ガラス遷移を利用し
た粘性流動加工を行なうことが可能である。
［実施例１６、比較例３，４］
【００４２】
表２に示す組成のガラス相からなる直径２ｍｍの棒材（実施例１６）を実施例１と同様
に金型鋳造法で作製した。同様に、比較例３，４の棒材を作製した。これらの棒材のガラ
ス遷移を利用した粘性流動加工の良否について、熱機械測定を行なった。これらの棒材か
ら切り出し、直径２ｍｍ、長さ４ｍｍの試験片とした。熱機械測定においては、昇温速度
１０Ｋ／ｍｉｎ、圧縮荷重０．６４ＭＰａで試験を行ない、ガラス遷移に伴う粘性低下で
長さが変化する変化量を時間当たりの変化量として変化量を比較した。
【００４３】
【表２】
0004742268.tif 000003
【００４４】
また、本発明の合金の機械的性質についても測定を行なった。試験片は表２に示す組成
の直径２ｍｍ、長さ５０ｍｍの鋳造棒を金型鋳造法で作製し、長さ４ｍｍに切出して作製
した。圧縮試験はインストロン万能試験機により、歪み速度５×１０−４の速度で、室温
で圧縮を行い、破壊時の応力を圧縮強度として測定した。表２に結果を示す。
【００４５】
本発明の合金はΔＴｘが広いので、ガラス遷移温度（Ｔｇ）よりも５０Ｋ以上高い高温
で加工を行なうことができる。そのため、表２の実施例１６に示すように、粘性の低下も
顕著になり０．６４ＭＰａの小さな応力でも変形する。その変形速度は、金属ガラス合金
で粘性流動加工が行なえる比較例４と同等の値を示す。
【００４６】
一方、比較例３に示すように、ΔＴｘが狭い合金は最大変形速度は本発明の合金と比べ
て一桁以上も遅く、実用的に加工ができない。また、ΔＴｘが広いＺｒ基合金は、本発明
の合金と同等の加工速度を得ることができるが、室温での強度が約２０００ＭＰａであり
、本発明の金属ガラス合金の強度の１／２にしか満たない。
【００４７】
［実施例１７］
実施例１の組成を有する厚さ０．１ｍｍの金属ガラス合金のリボン材を単ロール液体急
冷法により作製した。深さ０．２５μｍ、幅１μｍの三角溝を複数個有する金型をこのリ
ボン材に１０ＭＰａの圧力でプレスを行ないながら、アルゴン雰囲気中で９００Ｋまで昇
温し１０分保持後、急速に冷却を行った。次いで、プレスしたリボン材表面の状態をコー
ンフォーカル顕微鏡により観察した。リボン材表面は、金型の表面を転写し、深さ０．５
μｍ、幅１μｍの三角溝を有しており、転写性も良好であった。
【産業上の利用可能性】
【００４８】
本発明のＣｏ系金属ガラス合金は、良好な加工性及び高強度を兼ね備え、かつ銅鋳型鋳
造法により直径が最大１４ｍｍのガラス相単相の金属ガラス合金棒材を製造できる程の高
いガラス形成能を有するので、種々の精密部品を作製できる。さらに、本発明の合金は４
０００ＭＰａ以上の圧縮強度を有するので、高い強度が要求される種々の機械部品や耐摩
耗性が必要な部品を提供することができる。特に、精密で耐摩耗性が必要な部品として、
マイクロギヤや軸受け等の複雑形状を有する精密小型部品や、精密樹脂部品用の金型とし
て本発明のＣｏ系金属ガラス合金を好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】実施例１の棒材試料の断面のＸ線回折図形である。
【図２】実施例１の棒材試料のＤＳＣ測定結果を示すグラフである。
【図３】実施例及び比較例の合金試料を作製するのに用いた装置の概略側面図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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