(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
式：Ｃｕ100-a-bＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)b[式中、ａ、ｂは原子％で、０＜ａ≦２０、２０≦ｂ≦４０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【請求項２】
式：Ｃｕ100-a-bＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)b[式中、ａ、ｂは原子％で、５＜ａ≦１０、３０≦ｂ≦４０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【請求項３】
式：Ｃｕ100-a-b-c-dＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)bＭcＴd[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、０＜ａ≦２０、２０≦ｂ≦４０、０＜ｃ≦５、０＜ｄ≦１０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【請求項４】
式：Ｃｕ100-a-b-c-dＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)bＭcＴd[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、５＜ａ≦１０、３０≦ｂ≦４０、０＜ｃ≦５、０＜ｄ≦１０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【請求項５】
△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２５Ｋ以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載のＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【請求項６】
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０．５８以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載のＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【請求項７】
金型鋳造法により直径（厚さ）１ｍｍ以上、非晶質相の体積分率９０％以上の棒材（板材）が得られる請求項１乃至６のいずれかに記載のＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高い非晶質形成能を有し、機械的性質、加工性に優れたＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｃｕ-Ｂｅ合金は銅にベリリウムを添加した時効硬化性をもつ銅合金で、Ｂｅを２％含む合金は、溶体化処理した後の引張り強さは約０．５ＧＰａであるが、時効硬化すると１．５ＧＰａという高強度が得られる。耐食性にも優れており、この２％Ｂｅ合金は電子工業や通信機器分野で高性能、高信頼性ばねとして広く使われている。また、プラスチック成形用金型、衝撃で火花の出ない安全工具としての用途もある。Ｂｅの含有量が１％以下の合金は高電気伝導率合金として利用されている。
【０００３】
これまでに、Ｆｅ系、Ｃｏ系、Ｎｉ系などの合金を非晶質化することによって、結晶合金状態では得られない強度、弾性、耐食性が得られた。また、ガラス遷移温度以上の過冷却液体温度域で優れた超塑性加工性を示すことが知られている。
【０００４】
比較的多量のＣｕを含む非晶質合金としては、Ｚｒ,Ｔｉ,Ｃｕ及びＮｉを含有するガラス合金(特表平１０-５１２０１４号公報、特表平８-５０８５４５号公報)が知られている。また、本発明者らは、先にＣｕ基非晶質合金を発明し、特許出願した（特願２０００-３９７００７）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記の従来のＣｕ-Ｂｅ結晶質合金はバルク合金が得られるが、非晶質合金に比べ、強度が低い。また、粘性流動的な超塑性的な加工が出来ない。一方、非晶質合金を加熱すると、特定の合金系では結晶化する前に、粘性流動的な塑性加工できる過冷却液体状態を示すことが知られている。このような過冷却液体域では、塑性加工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。
そして、高い非晶質形成能を有する合金は、金型鋳造法によりバルク状非晶質合金を作製することが可能である。
【０００６】
そこで、本発明は、広い過冷却液体領域および大きな換算ガラス温度(Ｔｇ/Ｔｍ)を有し、結晶化に対する高い熱的安定性を示して、大きな非晶質形成能を有する、優れた機械的性質、優れた加工性を兼ね備えたＣｕ-Ｂｅ系非晶質合金の提供を目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上述の課題を解決するために、バルク金属ガラスが形成できる金属ガラス材料を提供することを目的として探索した結果、Ｃｕ-Ｂｅ-Ｚｒ-Ｔｉ-Ｈｆ系合金において、２５Ｋ以上の過冷却液体域を示し、１ｍｍ以上の非晶質合金棒が得られ、大きな非晶質形成能、高強度、高弾性、優れた加工性を備えたＣｕ-Ｂｅ系非晶質合金が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００８】
すなわち、本発明は、式：Ｃｕ100-a-bＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)b[式中、ａ、ｂは原子％で、０＜ａ≦２０、２０≦ｂ≦４０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金である。
【０００９】
また、本発明は、式：Ｃｕ100-a-bＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)b[式中、ａ、ｂは原子％で、５＜ａ≦１０、３０≦ｂ≦４０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率で５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金である。
【００１０】
また、本発明は、式：Ｃｕ100-a-b-c-dＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)bＭcＴd[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、０＜ａ≦２０、２０≦ｂ≦４０、０＜ｃ≦５、０＜ｄ≦１０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金である。
【００１１】
また、本発明は、式：Ｃｕ100-a-b-c-dＢｅa(Ｚｒ1-x-yＨｆxＴｉy)bＭcＴd[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、５＜ａ≦１０、３０≦ｂ≦４０、０＜ｃ≦５、０＜ｄ≦１０、ｘ、ｙは原子分率で、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦０．８]で示される組成を有する非晶質相を体積分率５０％以上を含むＣｕ-Ｂｅ基非晶質合金である。
【００１２】
銅製鋳型鋳造により作製した本発明の合金は、熱分析を行う際、顕著なガラス遷移および結晶化による発熱が観察され、銅製鋳型鋳造法により金属ガラスが作製できることが分かった。
【００１３】
本発明の非晶質合金は、１．０ｍｍ以上の金属ガラス塊を作製することができる。本発明の合金組成域から外れると、ガラス形成能が劣り、溶湯から凝固過程にかけて結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が混在した組織になる。また、上記の組成範囲から大きく離れる時、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【００１４】
また、本発明の合金は、△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２５Ｋ以上である。
【００１５】
また、本発明の合金は、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０．５８以上である。
【００１６】
また、本発明の合金は、非晶質単相組織が得られる臨界厚さが大きく、金型鋳造法により直径(厚さ)１ｍｍ以上、非晶質相の体積分率５０％以上の棒材(板材)が得られる。
【００１７】
なお、本明細書中の「過冷却液体領域」とは毎分４０Ｋ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ガラス遷移温度と結晶化開始温度の差で定義されるものである。「過冷却液体領域」は結晶化に対する抵抗力、すなわち、非晶質の熱的安定性、非晶質形成能および加工性を示す値である。本発明の合金は３０Ｋ以上の過冷却液体領域を有する。また、明細書中の「換算ガラス化温度」とはガラス遷移温度(Ｔｇ)と毎分５Ｋの加熱速度で示差熱量分析(ｄＴａ)を用いて行う熱分析により得られる合金の融解温度(Ｔｍ)の比で定義されるものである。「換算ガラス化温度」は非晶質形成能力を示す値である。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を説明する。
本発明のＣｕ-Ｂｅ系非晶質合金において、Ｚｒ、Ｈｆ、またはＴｉは、非晶質を形成する基本となる元素である。Ｚｒは０原子％以上４０原子％以下で、好ましくは２０原子％以上３０原子％以下である。Ｈｆは０原子％以上４０原子％以下で、好ましくは２０原子％以上３０原子％以下である。Ｔｉは０原子％以上３２原子％以下で、好ましくは１０原子％以上２０原子％以下である。Ｚｒ、Ｈｆ、またはＴｉの量はそれ以外の範囲では、過冷却液体を示さず、Ｔｇ/Ｔｍも０．５６以下になるので、合金の非晶質形成能が低下する。
【００１９】
Ｚｒ、Ｈｆ、またはＴｉの合計量は２０原子％以上４０原子％以下とする。これらの合計含有量が２０原子％以下、４０原子％を超えると非晶質形成能が低下するため、バルク材が得られない。より好ましくは、３０原子％以上４０原子％以下である。
【００２０】
本発明のＣｕ-Ｂｅ系非晶質合金において、Ｂｅは、非晶質形成能と得られた非晶質合金の強度を向上する元素であり、２０原子％以下添加する。２０原子％を超えると、非晶質形成能が低下する。より好ましくは、５原子％以上１０原子％以下である。
【００２１】
Ｃｕを少量のＦｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｔａ、または希土類元素（Ｙ,Ｇｄ,Ｔｂ,Ｄｙ，Ｓｃ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｈｏ）によって置換してもよく、これらの元素の添加は機械的強度の向上に有効であるが、非晶質形成能が劣化するため、５原子％以下が好ましい。
【００２２】
Ｃｕを１０原子％まではＡｇ,Ｐｄ,Ａｕ,またはＰｔによって置換してもよく、置換することにより、過冷却液体領域の広さは、少々増加するが、１０原子％を超えると過冷却液体領域が２５Ｋ未満となり、非晶質形成能力が低下する。
【００２３】
本発明のＣｕ基非晶質合金は、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、粉粒体状の非晶質合金を得ることができる。また、本発明のＣｕ基非晶質合金は大きな非晶質形成能を有するため、上述の公知の製造方法のみならず、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バルク非晶質合金を得ることができる。
【００２４】
例えば、代表的な金型鋳造法においては、本発明の合金組成となるように調製した母合金を石英管中でアルゴン雰囲気中において溶融した後、溶融金属を０．５〜１．５ Ｋg・ｆ/ｃm2の噴出圧で銅製の金型内に充填凝固させることにより非晶質合金塊を得ることができる。更に、ダイカストキャスティング法およ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。
【００２５】
【表１】
0003860445.tif 000002
【００２６】
【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１〜１４、比較例１〜６）および表２（実施例１５〜２６、比較例７〜１０）について、アーク溶解法により母合金を溶製した後、金型鋳造法により棒状試料を作製し、非晶質単相組織が得られる棒状試料の臨界厚さを求めた。棒状試料の非晶質化の確認はＸ線回折法により行った。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（σf９を評価した。これらの評価結果を表１および表２に示す。
【００２７】
【表２】
0003860445.tif 000003
【００２８】
表１および表２より明らかなように、各実施例のＢｅを含有する非晶質合金は、直径１ｍｍ以上の非晶質合金棒が容易に得られ、さらには３ｍｍ以上の非晶質合金棒も得られ、かつ２２００ＭＰａ以上の圧縮破断強度(σf)を示す。
【００２９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のＣｕ−Ｂｅ基非晶質合金組成によれば、金型鋳造法により直径（厚さ）１ｍｍ以上の棒状試料を容易に作製することができる。これらの非晶質合金は２５Ｋ以上の過冷却液体領域を示すとともに、高強度を有する。これらのことから、本発明は、大きな非晶質形成能、優れた機械的性質、優れた加工性、を兼備した実用上有用なＣｕ−Ｂｅ基非晶質合金を提供することができる。