JP2014529013A

JP2014529013A - バルクニッケルベースクロム及びリン含有金属ガラス

Info

Publication number: JP2014529013A
Application number: JP2014527274A
Authority: JP
Inventors: ジョンヒュンナ; ウィリアムエルジョンソン; マリオスディーデメトリオウ; グレンギャレット
Original assignee: カリフォルニアインスティテュートオブテクノロジー
Priority date: 2011-08-22
Filing date: 2012-08-22
Publication date: 2014-10-30
Anticipated expiration: 2032-08-22
Also published as: US9920410B2; US20170152588A9; WO2013028790A2; US20160060739A1; US20130048152A1; EP2748345A2; CN103917673B; CN103917673A; EP2748345B1; JP5990270B2; US9085814B2; WO2013028790A3

Abstract

センチメートル厚の非晶質物品を形成することができるＮｉベースＣｒ及びＰ含有合金を提供する。合金の族内でミリメートル厚のバルクガラス物品は、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができる。【選択図】図２

Description

〔関連出願への相互参照〕
本出願は、その開示が本明細書にその全内容の引用により組み込まれている２０１１年８月２２日出願の米国特許仮出願第６１／５２６，１５３号に対する優先権を主張するものである。

本発明の開示は、１０ｍｍ又はそれよりも長いような大きさの直径を有するバルクガラスロッドを形成することができるＮｂ及びＢ、及び任意的にＳｉの少量の合金化添加物を含有するＮｉベースＣｒ及びＰ含有金属ガラスに関する。本発明のバルク金属ガラスはまた、非常に高い強度及び高い強靭性を示し、かつ破滅的に破断することなく負荷の下で広範な巨視的塑性曲げを受けることができる。本発明のバルクガラスはまた、並外れた耐食性を示す。

非晶質ＮｉベースＣｒ及びＰ含有合金は、これらの高耐食性のために膨大な商業的可能性を有すると長い間考えられてきた。（その開示が本明細書に引用により組み込まれているＧｕｉｌｌｉｎｇｅｒの１９９０年の米国特許第４，８９２，６２８号明細書。）しかし、これらの材料の実行可能性は、従来のＮｉベースＣｒ及びＰ含有系が、典型的には、数マイクロメートルの程度（典型的には１００マイクロメートル未満）の厚みを有する箔形状非晶質物品を形成することができるに過ぎないので限定されてきた。

従来のＮｉベースＣｒ及びＰ含有合金の厚み限度は、非晶相を形成するのに急速凝固（典型的には、毎秒数十万度の程度の冷却速度）を必要とする組成に起因している。例えば、日本特許第ＪＰ６３−７９９３１号明細書（その開示は、本明細書に引用により組み込まれている）は、広くＮｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂ−Ｓｉ耐食性非晶質合金に関するものである。しかし、この参考文献は、急速凝固によって処理される箔の形成を開示するに過ぎず、かつガラスを形成するのに低い冷却速度を必要とするバルクセンチメートル厚のガラスを形成することができるような特定の組成に到達する方法を説明することもなければ、このようなバルクガラスの形成がそもそも可能であることを提案してもいない。同様に、米国特許出願第ＵＳ２００９／０１１０９５５Ａ１号明細書（その開示は、本明細書に引用により組み込まれている）も、広く非晶質Ｎｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂ−Ｓｉ合金に関するものであるが、急速凝固によって処理されたろう付け箔へのこれらの合金の形成を教示するものである。最後に、日本特許第ＪＰ２００１−０４９４０７Ａ号明細書（その開示は、本明細書に引用により組み込まれている）は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂバルク非晶質物品を説明しているが、バルクガラス形成を達成するためにＭｏの添加を誤って推奨している。バルク非晶質物品を形成することができる単に２つの例示的な合金が、この従来技術において示されており、両方ともＭｏを含有し、例示的な合金によって形成されたバルク非晶質物品は、高々１ｍｍの直径を有するロッドである。直径が１ｍｍのガラスロッドを形成することができる別の２つの例示的なＮｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂ合金は、Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ及び共同研究者による論文（その開示が本明細書に引用により組み込まれているＨ．Ｈａｂａｚａｋｉ、Ｈ．Ｕｋａｉ、Ｋ．ｉｚｕｍｉｙａ、Ｋ．Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ、「ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ」Ａ３１８、７７−８６（２００１））にも示されている。

米国特許第４，８９２，６２８号明細書日本特許第ＪＰ６３−７９９３１号明細書米国特許出願第ＵＳ２００９／０１１０９５５Ａ１号明細書日本特許第ＪＰ２００１−０４９４０７Ａ号明細書

Ｈ．Ｈａｂａｚａｋｉ、Ｈ．Ｕｋａｉ、Ｋ．ｉｚｕｍｉｙａ、Ｋ．Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ、「ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ」Ａ３１８、７７−８６（２００１）Ｙ．Ｍｕｒａｋａｍｉ著「ＳｔｒｅｓｓＩｎｔｅｎｓｉｔｙＦａｃｔｏｒｓＨａｎｄｂｏｏｋ」、Ｖｏｌ．２、Ｏｘｆｏｒｄ：ＰｅｒｇａｍｏｎＰｒｅｓｓ，ｐ．６６６（１９８７）

これらの２次元箔形物品の工学的適用性は、非常に限定されており、用途は、典型的には、コーティング及びろう付けに限定される。１ｍｍロッドの工学的適用性はまた、ミリメートル未満の厚みを有する非常に薄い工学構成要素に制限されている。広範な工学的適用性に関して、数ミリメートルの程度の寸法を有する「バルク」３次元物品が典型的に求められる。具体的には、１ｍｍの厚みのスラブ形状物品又は同等に（冷却速度を考慮して）直径３ｍｍのロッド形状物品は、一般的に、広範な工学的適用性に対するサイズの下限と考えられる。広範な工学的適用性の別の要件は、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けるミリメートル厚の物品の機能である。これは、バルク金属ガラスが比較的高い破壊靱性を有することを要求する。従って、バルクガラスを形成することができるＮｉ豊富Ｃｒ及びＰ含有合金の必要性が存在する。

本発明の開示は、一般的に、３元ベース系Ｎｉ_80.5-xＣｒ_xＰ_19.5に関し、式中、ｘは、３から１５の範囲である。ある一定の態様において、Ｃｒ及びＰは、少量であるが明確な量のある一定の合金化元素によって置き換えられる。

一実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）によって表される合金を含む金属ガラスに関する。

ここで、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、正又は負とすることができ、ここで、以下の通りである。

非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍである。

別のこのような実施形態において、本発明は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金を含む金属ガラスに関する。

非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも３ｍｍである。

好ましい実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金を含む金属ガラスに関する。
ここで、改良合金組成は、変数ｗ、ｘ、ｙ、及びｚが全て同一に０である時に得られる。ｗ、ｘ、ｙ、及びｚの値（原子パーセントで表される）は、正又は負とすることができ、かつ
によって与えられる改良組成からの許容偏差を表し、ここで、これらの偏差（ｗ、ｘ、ｙ、及びｚ）は、以下の条件：
を満足し、｜ｗ｜、｜ｘ｜などは、組成偏差の絶対値であり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも３ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金を含む金属ガラスに関する。
ここで、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、正又は負とすることができ、ここで、以下の通りである。
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金を含む金属ガラスに関する。
ここで、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、正又は負とすることができ、ここで、以下の通りである。

非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも８ｍｍである。別の実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金を含む金属ガラスに関する。
ここで、
ａは、３よりも大きくかつ１５よりも小さく、
ｂは、１．５よりも大きくかつ４．５よりも小さく、
ｃは、１４．５よりも大きくかつ１８．５よりも小さく、かつ
ｄは、１よりも大きくかつ５よりも小さい。
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも３ｍｍである。

別のこのような実施形態において、ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも８ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ａは３と７の間であり、亀裂発生Ｋ_Q時の応力強度は、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時に、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2である。

更に別のこのような実施形態において、ａは３と７の間であり、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む０．３ｍｍ直径ロッド上で測定された亀裂発生時の応力強度であり、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に、（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pは、０．２ｍｍよりも大きい。

更に別のこのような実施形態において、ａは３と７の間であり、１ｍｍの直径を有するこのようなガラスで作られたワイヤは、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができる。

更に別のこのような実施形態において、ｂは２．５と４の間である。

更に別のこのような実施形態において、ｄは、２よりも大きくかつ４よりも小さく、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ｃ＋ｄは、１９と２０の間である。

別の好ましい実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金を含む金属ガラスに関する。
ここで、
ａは、２．５よりも大きくかつ１５よりも小さく、
ｂは、１．５よりも大きくかつ４．５よりも小さく、
ｃは、１４．５よりも大きくかつ１８．５よりも小さく、かつ
ｄは、１．５よりも大きくかつ４．５よりも小さい。
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍである。

別のこのような実施形態において、ａは、６よりも大きくかつ１０．５よりも小さく、ｂは、２．６よりも大きくかつ３．２よりも小さく、ｃは、１６よりも大きくかつ１７よりも小さく、ｄは、２．７よりも大きくかつ３．７よりも小さく、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも８ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ｂは１．５と３の間であり、亀裂発生Ｋ_Q時の応力強度は、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時に、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2である。

更に別のこのような実施形態において、ａは３と７の間であり、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に、（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pは、０．２ｍｍよりも大きい。

更に別のこのような実施形態において、ｂは１．５と３の間であり、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に、（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pは、０．２ｍｍよりも大きい。

更に別のこのような実施形態において、ｂは１．５と３の間であり、１ｍｍの直径を有するこのようなガラスで作られたワイヤは、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができる。

更に別のこのような実施形態において、ｂは２．５と３．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ｃ＋ｄは、１８．５と２０．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍである。

一実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金に関する。
ここで、
ａは、５と１２の間であり、
ｂは、１．５と４．５の間であり、
ｃは、１２．５と１７．５の間であり、
ｄは、１と５の間であり、かつ
ｅは、２までである。
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも３ｍｍである。

１つのこのような実施形態において、ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、亀裂発生時の応力強度は、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時に、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2である。

別のこのような実施形態において、ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に、（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pは、０．２ｍｍよりも大きい。

更に別のこのような実施形態において、ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、１ｍｍの直径を有するこのようなガラスで作られたワイヤは、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができる。

更に別のこのような実施形態において、ｄは２と４の間である。

更に別のこのような実施形態において、ｅは１までである。

更に別のこのような実施形態において、ｃ＋ｄ＋ｅは、１９と２０の間である。

別の好ましい実施形態において、本発明の開示は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）で表される合金に関する。
ここで、
ａは、４と１４の間であり、
ｂは、１．８と４．３の間であり、
ｃは、１３．５と１７．５の間であり、
ｄは、２．３と３．９の間であり、かつ
ｅは、２までである。
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも３ｍｍである。

１つのこのような実施形態において、ｂは、１．５よりも大きくかつ３よりも小さく、亀裂発生時の応力強度は、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時に、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2である。

別のこのような実施形態において、ｂは、１．５よりも大きくかつ３よりも小さく、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に、（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pは、０．２ｍｍよりも大きい。

更に別のこのような実施形態において、ｂは、１．５よりも大きくかつ３よりも小さく、１ｍｍの直径を有するこのようなガラスで作られたワイヤは、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができる。

更に別のこのような実施形態において、ｂは２．５と３．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ｄは２．９と３．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ｅは、１．５までであり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、ｃ＋ｄ＋ｅは、１８．５と２０．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍである。

更に別のこのような実施形態において、Ｎｂの１．５までの原子パーセントは、Ｔａ、Ｖ、又はその組合せによって置換される。

更に別のこのような実施形態において、Ｃｒの２までの原子パーセントは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、又はその組合せによって置換される。

更に別のこのような実施形態において、Ｎｉの２までの原子パーセントは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、又はその組合せによって置換される。

更に別のこのような実施形態において、少なくとも０．５ｍｍの直径を有するロッドは、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができる。

更に別のこのような実施形態において、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度σ_yは、２０００ＭＰａよりも大きい。

更に別のこのような実施形態において、溶融合金の温度は、ガラスを形成するためにガラス転移未満に冷却する前に１１００℃又はそれよりも高くまで上昇される。

更に別のこのような実施形態において、ポアソン比は、少なくとも０．３５である。

更に別のこのような実施形態において、６ＭのＨＣｌ中の腐食速度は、０．０１ｍｍ／年よりも大きくない。

一実施形態において、本発明は、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ₁₇Ｂ_2.5、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.75Ｂ_2.75、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.5、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_15.75Ｂ_3.75、Ｎｉ₆₉Ｃｒ₈Ｎｂ_3.5Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_7.5Ｎｂ₄Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₇₂．₅Ｃｒ₅Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_71.5Ｃｒ₆Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_70.5Ｃｒ₇Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_69.5Ｃｒ₈Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₈Ｃｒ_9.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_67.5Ｃｒ₁₀Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_66.5Ｃｒ₁₁Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_65.5Ｃｒ₁₂Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ_2.5Ｔａ_0.5Ｐ１_5.5Ｂ₃Ｓｉ₁、及びＮｉ_69.5Ｃｒ_8.5Ｎｂ_2.5Ｔａ_0.5Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁から構成される群から選択された合金に関する。

別の実施形態において、本発明は、Ｎｉ_72.5Ｃｒ₅Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_71.5Ｃｒ₆Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_70.5Ｃｒ₇Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_69.5Ｃｒ₈Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₈Ｃｒ_9.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_67.5Ｃｒ₁₀Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_66.5Ｃｒ₁₁Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_65.5Ｃｒ₁₂Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5、及びＮｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_15.5Ｂ３Ｓｉ₁から構成される群から選択された合金に関する。

好ましい実施形態において、本発明の開示は、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ₁₇Ｂ_2.5、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.75Ｂ_2.75Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ１６Ｂ_3.5、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ１_5.75Ｂ_3.75、Ｎｉ₆₉Ｃｒ₉Ｎｂ_2.5Ｐ１_6.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.75Ｎｂ_2.75Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.25Ｎｂ_3.25Ｐ１_6.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ₈Ｎｂ_3.5Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_7.5Ｎｂ₄Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_72.5Ｃｒ₅Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_71.5Ｃｒ₆Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_70.5Ｃｒ₇Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_69.5Ｃｒ₈Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ₆₈Ｃｒ_9.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_67.5Ｃｒ₁₀Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_66.5Ｃｒ₁₁Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_65.5Ｃｒ₁₂Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5、Ｎｉ_69.45Ｃｒ_8.81Ｎｂ_3.04Ｐ_15.66Ｂ_3.04、Ｎｉ_69.03Ｃｒ_8.75Ｎｂ_3.02Ｐ_16.08Ｂ_3.12、Ｎｉ_68.17Ｃｒ_8.65Ｎｂ_2.98Ｐ_16.92Ｂ_3.28、Ｎｉ_67.75Ｃｒ_8.59Ｎｂ_2.96Ｐ_17.34Ｂ_3.36、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁、Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ_2.5Ｔａ_0.5Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁、及びＮｉ_69.5Ｃｒ_8.5Ｎｂ_2.5Ｔａ_0.5Ｐ_15.5Ｂ₃Ｓｉ₁から構成される群から選択された合金に関する。

別のこのような実施形態において、本発明の開示は、以下の合金：Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ_3.2又はＮｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5のうちの一方に関する。

本発明の開示の様々な例を添付の図及びデータ結果を参照して以下に説明する。

１．５≦ｘ＜４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_x及び４≦ｘ≦６に対するＮｉ_68.5Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_20-xＢ_xのガラス形成能力に対するＰを犠牲にしたＢ原子濃度の増加の影響を示すデータプロットを提供する図である（組成は表１に列挙されている）。１．５≦ｘ≦５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃のガラス形成能力に対するＣｒを犠牲にしたＮｂ原子濃度の増加の影響を示すデータプロットを提供する図である（組成は表２に列挙されている）。３≦ｘ≦１５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃のガラス形成能力に対するＮｉを犠牲にしたＣｒ原子濃度の増加の影響を示すデータプロットを提供する図である（組成は表３に列挙されている）。例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xのガラス形成能力に対する金属を犠牲にした半金属の原子濃度の増加の影響を示すデータプロットを提供する図である（組成は表４に列挙されている）。例示的な非晶質合金２≦ｘ＜４に対するＮｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_x及び４≦ｘ≦６に対するＮｉ_68.5Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_20-xＢ_xに対する熱量測定走査を提供する図である（組成は表１に列挙され、プロットの矢印は液相温度を示す）。１．５≦ｘ≦５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃に対する熱量測定走査を提供する図である（組成は表２に列挙され、プロットの矢印は液相温度を示す）。４≦ｘ≦１４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃に対する熱量測定走査を提供する図である（組成は表３に列挙され、プロットの矢印は液相温度を示す）。例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.841Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xに対する熱量測定走査を提供する図である（組成は表４に列挙され、プロットの矢印は液相温度を示す）。好ましいｕが、８．７であることを見ることができ、最大ロッド直径データの当て嵌めが、ｕ＜８．７に対する関数１．５＋８．５ｅｘｐ［２０．８５（ｕ−８．７）］及びｕ＞８．７に対する１．５＋８．５ｅｘｐ［−１９．５６（ｕ−８．７）］に従う公式Ｎｉ_77.5-uＣｒ_uＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃によりＮｉを犠牲にしたＣｒ濃度を変化させるための実験当て嵌めデータの結果を提供する図である。好ましいｕが、２．９５であることを見ることができ、最大ロッド直径データの当て嵌めが、ｕ＜２．９５に対する関数１．５＋８．５ｅｘｐ［１．０４２（ｕ−２．９５）］及びｕ＞２．９５に対する１．５＋８．５ｅｘｐ［−０．９３８（ｕ−２．９５）］に従う公式Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-uＮｂ_uＰ_16.5Ｂ₃によりＣｒを犠牲にしたＮｂ濃度を変化させるための実験当て嵌めデータの結果を提供する図である。好ましいｕが、３．２であることを見ることができ、最大ロッド直径データの当て嵌めが、ｕ＜３．２に対する関数１．５＋９．８３ｅｘｐ［０．８５７８（ｕ−３．２）］及びｕ＞３．２に対する１．５＋９．８３ｅｘｐ［−１．２１８９（ｕ−３．２）］に従う公式Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-uＢ_uによりＰを犠牲にしたＢ濃度を変化させるための実験当て嵌めデータの結果を提供する図である。好ましいｕが、１９．７であることを見ることができ、最大ロッド直径データの当て嵌めが、ｕ＜１９．７に対する関数１．５＋９．９ｅｘｐ［０．７３２６（ｕ−１９．７）］及びｕ＞１９．７に対する１．５＋９．９ｅｘｐ［−０．７７０８（ｕ−１９．７）］に従う公式（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-u（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_uにより金属を犠牲にした半金属濃度を変化させるための実験当て嵌めデータの結果を提供する図である。１ｍｍロッドが報告されている従来技術のデータ（Ｉｎｏｕｅ特許及びＨａｓｈｉｍｏｔｏ論文）もマップに重ね合わせているＮｂ及びＢの組成が変化する実験当て嵌めデータの結果によるガラス形成能力のマップを提供する図である。Ｐ及びＢの組成が変化する実験当て嵌めデータの結果によるガラス形成能力のマップを提供する図である。Ｎｂ及びＣｒの組成が変化する実験当て嵌めデータの結果によるガラス形成能力のマップを提供する図である。Ｃｒ及びＰの組成が変化する実験当て嵌めデータの結果によるガラス形成能力のマップを提供する図である。４≦ｘ≦１３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の圧縮応力−歪み応答を提供する図である。４≦ｘ≦１３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の圧縮降伏強度を示すデータプロットを提供する図である（データは表７に列挙されている）。４≦ｘ≦１３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の切り欠き靱性を示すデータプロットを提供する図である（データは表７に列挙されている）。４≦ｘ≦１３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の塑性域半径を示すデータプロットを提供する図である（データは表７に列挙されている）。例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の事前切り欠き試料の破断面：（ａ）ｘ＝５、（ｂ）ｘ＝７、（ｃ）ｘ＝１０、（ｄ）ｘ＝１３の画像を提供する図である。６．３ｍｍ曲げ半径の周囲で塑性的に曲がる例示的な非晶質合金Ｎｉ_72.5Ｃｒ₅Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の０．６ｍｍワイヤの画像を提供する図である。２≦ｘ≦４．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xの圧縮応力−歪み応答を提供する図である。２≦ｘ≦４．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xの圧縮降伏強度を示すデータプロットを提供する図である（データは表８に列挙されている）。２≦ｘ≦４．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xの切り込欠き靱性を示すデータプロットを提供する図である（データは表８に列挙されている）。２≦ｘ≦４．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xの塑性域半径を示すデータプロットを提供する図である（データは表８に列挙されている）。２≦ｘ≦４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃の圧縮応力−歪み応答を提供する図である。２≦ｘ≦４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃の圧縮降伏強度を示すデータプロットを提供する図である（データは表９に列挙されている）。２≦ｘ≦４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃の切り欠き靱性を示すデータプロットを提供する図である（データは表９に列挙されている）。２≦ｘ≦４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃の塑性域半径を示すデータプロットを提供する図である（データは表９に列挙されている）。１８．７から２０．７のｘに対する例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xの圧縮応力−歪み応答を提供する図である。１８．７から２０．７のｘに対する例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xの圧縮降伏強度を示すデータプロットを提供する図である（データは表１０に列挙されている）。１８．７から２０．７のｘに対する例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xの切り込欠き靱性を示すデータプロットを提供する図である（データは表１０に列挙されている）。１８．７から２０．７のｘに対する例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xの塑性域半径を示すデータプロットを提供する図である（データは表１０に列挙されている）。４≦ｘ≦１３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃のポアソン比を示すデータプロットを提供する図である（データは表１１に列挙されている）。２≦ｘ≦４．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xのポアソン比を示すデータプロットを提供する図である（データは表１２に列挙されている）。２≦ｘ≦４に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃のポアソン比を示すデータプロットを提供する図である（データは表１３に列挙されている）。１８．７から２０．７のｘに対する例示的な非晶質合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100-x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xのポアソン比を示すデータプロットを提供する図である（データは表１４に列挙されている）。０≦ｘ≦２に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xのガラス形成能力に対するＳｉ原子濃度の影響を示すデータプロットを提供する図である（組成は表１５に列挙されている）。０≦ｘ≦１．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xに対する熱量測定走査を提供する図である（組成は表１５に列挙され、プロットの矢印はガラス転移及び液相温度を示す）。非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ_3.2及びＮｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5に対する熱量測定走査を提供する図である（矢印はガラス転移及び液相温度を示す）。０≦ｘ≦１．５に対する非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの圧縮応力−歪み応答を提供する図である。０≦ｘ≦１．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの圧縮降伏強度を示すデータプロットを提供する図である（データは表１７に列挙されている）。０≦ｘ≦１．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの切り込欠き靱性を示すデータプロットを提供する図である（データは表１７に列挙されている）。０≦ｘ≦１．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの塑性域半径を示すデータプロットを提供する図である（データは表１７に列挙されている）。例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの事前切り欠き試料の破断面：（ａ）ｘ＝０、（ｂ）ｘ＝０．５、（ｃ）ｘ＝１、（ｄ）ｘ＝１．５の画像を提供する図である。７≦ｘ≦１０に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5の圧縮応力−歪み応答を提供する図である。例示的な非晶質合金７≦ｘ≦１０に対するＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃及びＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5の圧縮降伏強度を提供する図である（データは表１８に列挙されている）。例示的な非晶質合金７≦ｘ≦１０に対するＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃及びＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5の切り欠き靱性を提供する図である（データは表１８に列挙されている）。例示的な非晶質合金７≦ｘ≦１０に対するＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃及びＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5の塑性域半径を提供する図である（データは表１８に列挙されている）。例示的な非晶質合金７≦ｘ≦１０に対するＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃及びＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5の損傷許容性のデータプロットを提供する図である。０≦ｘ≦１．５に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xのポアソン比を示すデータプロットを提供する図である（データは表１９に列挙されている）。０≦ｘ≦３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ_8.5-xＮｂ₃Ｍｏ_xＰ₁₆Ｂ₄のガラス形成能力に対するＭｏ原子濃度の影響を示すデータプロットを提供する図である（組成は表２１に列挙されている）。６ＭのＨＣｌ中でステンレス鋼３０４、ステンレス鋼３１６、並びに例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃及びＮｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5に対する腐食深さ対時間を示すデータプロットを提供する図である。６ＭのＨＣｌ中に浸漬２２２０時間後に例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の３ｍｍロッドの画像を提供する図である。３から１０ｍｍの範囲の直径を有する本発明の開示の例示的な非晶質合金から作られた完全非晶質ロッドの画像を提供する図である。１ｍｍ厚壁を有する石英管中で溶融物を冷却することによって生成される例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の１０ｍｍロッドの非晶質構造を検証するＣｕ−Ｋα放射によるＸ線回折を提供する図である。例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5のディスク上のビッカース・マイクロ押込みを示す顕微鏡写真を提供する図である。例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の圧縮応力−歪み応答を提供する図である。

Ｃｒ及びＰを含有する非晶質Ｎｉ豊富合金は、２０年以上前に高度に耐食性の材料として認識された（上述の１９９０年のＧｕｉｌｌｉｎｇｅｒの米国特許第４，８９２，６２８号明細書）。しかし、従来の３元Ｎｉ−Ｃｒ−Ｐ合金は、例えば、電気堆積のような原子毎の堆積又は例えば溶融紡糸又はスプラットクェンチのような極端に高い冷却速度での急速冷却を伴う処理によって非常に薄い部分（＜１００μｍ）でのみ非晶質相を形成することが可能であった。本発明の開示では、ガラスを形成するのに非常に低い冷却速度を必要とし、それによって１０ｍｍ又はそれよりも長い厚みまでのバルクガラス形成を可能にする明確な組成範囲を有するＮｉ豊富Ｃｒ及びＰ含有合金系が同定された。特に、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＰの相対濃度を細かく制御することにより、及びそれぞれＣｒ及びＰの代替品としてＮｂ及びＢの少量添加を組み込むことにより、これらの合金の非晶質相は、３ｍｍよりも厚い部分及び１１ｃｍ又はそれよりも大きいほどの厚みで形成することができることが見出される。更に、強靭性、弾性、耐食性、他の機械的及び化学特性は、ここでアクセス可能及び測定可能になり、従って、これらの合金のための工学データベースを生成することができる。

従って、一部の実施形態において、本発明の開示の金属ガラスは、
少なくともＮｉ、Ｃｒ、Ｐ、Ｎｂ、及びＢを含み、
Ｃｒは、３から１５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
Ｎｂは、１．５から４．５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
Ｐは、１４．５から１８．５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
Ｂは、１から５原子パーセントの範囲で変化する可能性がある。

様々な実施形態において、金属ガラスは、少なくとも３ｍｍ厚及び最大１０ｍｍ又はそれよりも大きい部分で非晶質相を形成することができる。様々な代替実施形態において、本発明の開示の合金のＢの原子パーセントは、約２と４の間である。更に別の実施形態において、Ｐ及びＢの組合せ画分は、約１９から２０原子パーセントである。Ｃｒの原子パーセントは、５から１０、Ｎｂの原子パーセントは、２．５から４とすることができる。

一部の好ましい実施形態において、本発明の開示の金属ガラスは、
・少なくともＮｉ、Ｃｒ、Ｐ、Ｎｂ、Ｂ、及び任意的にＳｉを含み、
・Ｃｒは、２．５から１５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
・Ｐは、１４．５から１８．５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
・Ｎｂは、１．５から５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
・Ｂは、１から５原子パーセントの範囲で変化する可能性があり、
・Ｐ及びＢ、及び任意的にＳｉの組合せ画分は、１８から２１．５の範囲で変化する可能性があり、
・Ｓｉは、Ｐの代替として任意的に２原子パーセントまでで加えられる。
上記範囲の重要度の詳細な検査は、テキストの以下の部分において展開されている。

ガラス形成能力（ＧＦＡ）特性
上述したように、本発明の開示の合金は、少なくともＮｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｐ、及びＢの何らかの組合せを含む合金を形成する５つの成分又はそれよりも多くのＮｉベース金属ガラス形成合金に関する。５成分系は、従来公式：

によって説明することができ、ここで、変数ｗ、ｘ、ｙ、ｚは、それぞれの元素の原子パーセントの濃度である。従来の実施では、この系の合金は、１ｍｍ又はそれ未満の臨界鋳造厚みを有する比較的弱いガラス形成能力を有すると考えられる（例えば、上述の日本特許第ＪＰ６３−７９９３１号明細書、日本特許第ＪＰ２００１−０４９４０７Ａ号明細書、及び米国特許公開第２００９／０１１０９５５Ａ１号明細書を参照）。しかし、かなり狭い範囲で組成変数を正確に改良することにより、例外的なガラス形成能力の合金を得ることができることがここに見出された。このような例外的なガラス形成能力は、従来技術のいずれにおいても教示されることも予想されることもなかった。

特に、Ｃｒ及びＮｂの総原子濃度が約１１．５％（以下の表３及び図３）であり、総半金属（Ｐ及びＢ）原子濃度が約１９．５％（以下の表４及び図４）であるＮｉ₆₉Ｃｒ_11.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5系において約２から４原子パーセントのＰのＢとの（以下の表１及び図１）及び約２から４原子パーセントのＣｒのＮｂとの（以下の表２及び図２）同時置換が、バルクガラス形成を劇的に改善することを本発明の開示は明らかにする。より具体的には、金属ガラス形成の従来の見解に基づいて決して可能と予想又は考えられなかったこれらの組成範囲でガラス形成能力の非常に鋭い予想外の「尖状」ピークがあると判断された。この鋭いピークは、表１〜表４に示すガラス形成能力の変化によって与えられる。

（表１）

（表２）

（表３）

（表４）

更に重要なことに、本発明の範囲以外にバルク寸法の非晶質相を生成する機能が劇的に低下することが見出された。更に、ガラス形成能力は、Ｃｒ原子濃度が約８．５から９％である時に、Ｎｂ原子濃度が約３％である時に、Ｐ原子濃度が約１６．５％である時に、かつＢ原子濃度が約３から３．５％である時にピークに達するように示されており、それによって１０ｍｍ又はそれよりも大きい直径の完全非晶質バルクロッドを生成する。ガラス転移、結晶化、固相線、及び液相温度に対してＰを犠牲にしたＢ、Ｃｒを犠牲にしたＮｂ、かつＮｉを犠牲にしたＣｒの影響を判断するための熱量測定走査も実施された（図５から図８）。熱量測定走査は、好ましい組成に近づくと、固相線、及び液相温度が互いに近づきながら最小値を通過することを示し、これは、様々な実施形態において、好ましい組成が、５成分共晶混合物に関連付けられていることを示唆する。

Ｎｉ金属ガラス及びＮｉ金属ガラス形成の改良
一実施形態において、本発明のＮｉ合金組成は、５ｍｍ又はそれよりも大きい最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金組成が含まれる４次元組成空間によって説明することができる。このような実施形態において、合金の説明（本明細書で提供するガラス形成能力対組成プロットに基づく）は、以下に説明するように４次元組成空間では楕円体であると考えられる。

少なくとも５ｍｍの最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金を形成するように、合金組成は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）を満足させると考えられる。
式中、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、「理想的な組成」からの偏差であり、原子パーセントであり、かつ正又は負とすることができる。このような実施形態において、少なくとも５ｍｍの直径を有する非晶質ロッドを生成することができる合金に対して、４次元楕円体の方程式は、以下のように与えられると考えられる。

例えば、ｗのみを考慮する場合（ｘ＝ｙ＝ｚ＝０とする）、−４．５＜ｗ＜４．５の「ガラス形成能力対Ｃｒ含有量」プロットによって示す５ｍｍの最大ロッド直径に対する条件に達する。次に、ｘのみを考慮する場合（ｗ＝ｙ＝ｚ＝０とする）、−０．７５＜ｗ＜０．７５の「ガラス形成能力対Ｎｂ含有量」プロットによって示す５ｍｍの最大ロッド直径に対する条件に達するなどである。従って、この組成の実施形態において、この公式は、ガラス形成能力の低下に対する累積効果を有するとして偏差を処理し、従って、この公式は、好ましい「５ｍｍ」の最大ロッド直径領域を提供する。

次に、少なくとも３ｍｍの最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金を含有する領域は、楕円体の「サイズ」を調節することによって得ることができる。少なくとも３ｍｍの直径の非晶質ロッドを形成することができる合金のための公式を得ることができる。これは、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）の楕円体によって与えられる。
式中、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、「理想的な組成」からの偏差であり、原子パーセントであり、かつ正又は負とすることができる。このような実施形態において、少なくとも３ｍｍの直径を有する非晶質ロッドを生成することができる合金に対して、４次元楕円体の方程式は、以下のように与えられると考えられる。

実際に、上記２つの公式は、望ましい臨界鋳造直径に対して調節される本発明の組成の好ましい実施形態の直接的説明を提供する。

別の実施形態において、本発明の開示はまた、Ｓｉの少量の合金化添加物を更に含有するＮｉベース系に関する。具体的には、本発明の合金において２原子パーセントまでのＰのＳｉとの置換は、有意なガラス形成能力を保持することを見ることができる。従って、この実施形態のＮｉベースの本発明の合金は、５から１２原子パーセントの範囲のＣｒ、１．５から４．５原子パーセントの範囲のＮｂ、１２．５から１７．５原子パーセントの範囲のＰ、及び１から５原子パーセントの範囲のＢを含有し、少なくとも３ｍｍ厚及び１０ｍｍ又はそれよりも大きいまでの部分に非晶質相を形成することができる。好ましくは、本発明の開示の合金のＢの原子パーセントは、約２と４の間であり、Ｐ、Ｂ、及びＳｉの組合せ画分は、約１９から２０原子パーセントである。同様に、Ｃｒの原子パーセントは、好ましくは、７から１０であり、Ｎｂの原子パーセントは、２．５と４の間である。

例示的な実施形態は、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃系において約２原子パーセントまでのＰのＳｉとの置換は、バルク金属ガラス形成を劇的に低下させることはないことを明らかにしている。

従って、一部の実施形態において、本発明のＮｉ合金組成は、３ｍｍ又はそれよりも大きい最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金組成が含まれる４次元組成空間によって説明することができる。このような実施形態において、合金の説明（本明細書で提供するガラス形成能力対組成プロットに基づく）は、組成ベクトルｃ＝（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）によって表される４次元組成空間内の４次元「ダイヤモンド形」領域であると考えられる。以下で詳細に説明するように、ガラス形成能力に対して本発明者の実験データの解析に基づく組成変数の改良は、５成分Ｎｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂ系において最大ガラス形成能力を有する単一の正確な合金組成をもたらす。この合金は、０．５ｍｍ厚壁を有する石英管中で１１５０℃又はそれよりも高い温度で溶融し、その後、水浴中で冷却する時に、１１．５±０．５ｍｍ（殆ど１／２インチ）の直径の完全非晶質円筒ロッドに形成することができる。この正確に改良された組成は、
によって与えられ、式中、変数（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）は、それぞれの元素の原子パーセントの濃度であり、改良組成変数は、ｗ₀＝８．７（％Ｃｒで）、ｘ₀＝３．０（％Ｎｂで）、ｙ₀＝１６．５（％Ｐで）、ｚ₀＝３．２（％Ｂで）であり、合金の残余は、％Ｎｉで６８．６である。

この合金の改良では、４つの合金「シリーズ」によって定められた４つの独立実験方向に沿った組成空間は、以下の通りサンプリングすることができる。
これらの合金シリーズは、４次元組成空間において１次元線を表している。線は、４つの独立方向に向けられる。従って、改良組成の近くのいずれの合金組成も、４つの合金シリーズに属する合金を組み合わせることによって形成することができる。各個別の合金シリーズにおいてガラス形成能力の鋭いピークを明らかにすることにより、５成分系に対してガラス形成能力を改良する１つの特定な合金組成に関連付けられた４次元空間において単一の特定なピークが存在すると推測することができる。

図１〜図４からの臨界ロッド直径データも図９から図１２にプロットされている。プロットされた臨界ロッド直径対組成ｕは、１つは、臨界ロッド直径が最大値までｕと共に急速に増加する低いｕ値、及び１つは、ｕの最適値を超えてｕと共に急速に低下するより高いｕ値の２つの個別の曲線から構成することが見出される。プロットの２つの「ブランチ」は、１つが最適組成を通り過ぎる時の液体合金の結晶化機構の変化に関連している可能性がある。より具体的には、液体を冷却している間に最も容易に形成する結晶相は、１つがｕの最適値を通り過ぎると突然変化する。曲線の２つのブランチ（低いｕ及び高いｕのブランチ）は、組成変数ｕの指数関数として確実に説明されていることが見出される。曲線の２つのブランチは、最初に、ｕ（低いｕのブランチ）と共に指数関数的に増加し、次に、１つがｕの最適値を超えると（高いｕ）指数関数的に減少することを見ることができる。４つの合金シリーズの各々に対する指数関数的当て嵌めは、実験臨界ロッド直径データと共に図９〜図１２に示されている。２つのブランチの交差位置は、４つの合金シリーズの各々に対するｕ変数の改良値を定める。これらの当て嵌めを使用して、４次元組成空間のガラス形成能力の数学的説明を展開した。

上述したような各変数の反復改良の後に、改良合金組成を識別し、改良合金組成の近くのあらゆる合金に対して一般的公式を導出ことができる。従って、改良合金は、以下のように判断することができる。
次に、４つの実験合金シリーズは、改良組成の周囲の組成「シフト」ベクトルによって定めることができる。
式中、ｕは、指定の合金シリーズに沿ったａｔ％での組成変位である。

標準合金公式Ｎｉ_1-w-x-y-zＣｒ_wＮｂ_xＰ_yＢ_zにおいて「標準」組成変数（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）を使用して、変位ｗ、ｘ、ｙ、及びｚに関連付けられた４つの組成変位ベクトルは、以下のように与えられる。
これらは、以下のようにΔｕを用いて表すことができる。

これらの「当て嵌めパラメータ」を収集して、４つの合金シリーズに対する臨界ロッド直径データの当て嵌めは、λ_i±パラメータが、各Δｕ_iの改良値から組成の正（＋記号）及び負（−記号）偏差に対して「逆減衰」長（％における減衰長）である変位Δｕ_i、Δｕ₂、Δｕ₃、及びΔｕ₄の各々に対する２つの指数関数的「減衰」パラメータを与える。ガラス形成能力（ＧＦＡ）は、公式：
によって各シリーズ（ｉ＝１、２、３及び４）に沿って説明され、式中、λ_+,i及びλ_-,iパラメータは、図９から図１２に示すシリーズ１〜４に対して図表に示す当て嵌めから判断される（これらの値は、以下の表５に収集されている）。ＥＱ．１のＤ₀は、最適条件からの組成における大きな偏差を有する合金に対して「背景」ＧＦＡの役割を果たす。Ｄｉは、各シリーズにおいて尖点の「高さ」である。これらは、組成が反復して改良される時に９〜１０ｍｍの最大値に近づくが、全てのｉに対してＤ₀＝１．５ｍｍである。換言すれば、本発明の開示の目的のために、１．５ｍｍ未満のガラス形成は、「背景」又は「基線」ガラス形成であると考えられ、提案された本発明の組成の境界の外にある。

（表５）

これらのパラメータ及び当て嵌めを使用して、ここで（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）座標においてＧＦＡに対する一般的公式を書くことができる。当て嵌めから、ｕ座標の全てに対してＤ₀＝１．５ｍｍ使用することで、優れた当て嵌めをデータに提供したことが見出される。表５のλパラメータの値は、Ｄ₀のこの値で得られる。Ｄ_i＝９．９の好ましい値は、データの全ての優れた説明を提供したことも分かった。これは、全てのシリーズがＧＦＡの同じピーク値をもたらす必要があるので、全てのｕ座標（及び従ってｗ、ｘ、ｙ、ｚ座標）に対するＤ_iの適切な値である。優れた近似値に対して、「標準座標」のＧＦＡは、以下のようになる。
式中、λ_±（各座標に対して）は、変位Δｗ＝ｗ−ｗ₀、Δｘ＝ｘ−ｘ₀などの付号により選択され、ｗ₀、ｘ₀などは、改良組成変数を意味する。λの値は、表５に示されている。「背景ＧＦＡ」の値をＤ₀＝１．５ｍｍになるように取るが、Ｄ_i＝９．９ｍｍは、全てのデータに適合する最良の全体の値である。この公式は、Ｎｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂ５元ガラス系において研究された全ての実験合金のＧＦＡの優れた説明を提供する。この公式は、±１ｍｍ（完全非晶質ロッドを得るための最大直径）の精度の近傍であらゆる５元合金のＧＦＡを正確に予想する。
であることに注意しなければならず、式中、Ｄ＝９．９ｍｍである。言い換えると、組成誤差に関連付けられた減少ｌｎ［（ＧＦＡ−Ｄ₀）／Ｄ］は、加法的である。

従って、ＧＦＡ方程式及び対数的誤差の加法性により、望ましいＧＦＡを達成するために４次元組成マップを構成することができる。これを例示するために、４つの独立変数のうちの２つ（残りの変数は改良値で固定される時に仮定する）における変動に基づく簡単な２次元マップ（４次元マップからの投影）が、図１３から図１６に提供されている。合金ガラス形成能力を制御するために最も重要であるのは、最も「感度の高い」変数、すなわち、最大のλを有する変数である。表５から、これらは、明らかにｘ、ｙ、及びｚ（すなわち、Ｎｂ、Ｐ、及びＢ含有量）である。２次元ＧＦＡマップでは、非晶質ロッド８ｍｍの直径を得るために、組成（２つの変数のうちの）は、全てのプロット上の中心「ダイヤモンド」に存在しなければならない。各プロットの中央「ダイヤモンド」は、５ｍｍの臨界ロッド直径が、２つの個体変数（他の変数が改良値を取ると仮定する）に対して得られる範囲を示している。「内側の２つのダイヤモンド」（５ｍｍ及び８ｍｍの臨界ロッド直径に対応する）を超えて、「外側のダイヤモンド」は、３ｍｍの臨界ロッド直径を単に明らかにする合金を示している。「３ｍｍダイヤモンド」を超えて、ガラス形成能力は、「背景ＧＦＡ」（ＧＦＡモデルにおいて１．５ｍｍになるように取った）まで急速に減衰する。実際に、ＧＦＡモデルは、１ｍｍの臨界ロッド直径が本発明の組成の全体の近くの合金に対して報告された従来技術（Ｉｎｏｕｅ特許及びＨａｓｈｉｍｏｔｏ論文）と一致している。図示の４つの二元ＧＦＡマップから認められるように、Ｃｒ含有量（ｗ座標）の大きな変動は、ＧＦＡの深刻な低下なしに満足できるが、Ｐ含有量（ｙ座標）の変動は、中間にあるＧＦＡ低下をもたらす。「臨界」元素Ｎｂ及びＢ（ｘ及びｚ座標）に対する好ましい組成からの小さい偏差（好ましい組成から１ａｔ％の画分の偏差）は、１１．５ｍｍから１ｍｍレベルまでＧＦＡの急速低下をもたらす。この有意な挙動は、金属ガラス分野のいずれの従来技術においても予想されていなかった。

従って、少なくとも８ｍｍ又は少なくとも５ｍｍの最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金を形成するように、改良合金組成からの偏差は、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）：

を満足させる必要があり、ここで、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、以下の表６に示すように、「理想的な組成」からの偏差になるように取り、原子パーセントであり、かつ正又は負とすることができる。

（表６）

このような実施形態において、例えば、少なくとも８ｍｍの直径を有する非晶質ロッドを生成することができる合金に対して、４次元「ダイヤモンド」の方程式は以下のように示される。
｜ｗ｜、｜ｘ｜などは、上述したような組成偏差の絶対値である。例えば、ｗのみを考慮する場合（ｘ＝ｙ＝ｚ＝０とする）、−２．０＜ｗ＜２．１の好ましい値からの偏差を「臨界ロッド直径対Ｃｒ含有量」プロット（図３）によって示す８ｍｍの臨界ロッド直径に対する条件に達する。次に、ｘのみを考慮する場合（ｗ＝ｙ＝ｚ＝０とする）、−０．４＜ｘ＜０．４の「臨界ロッド直径対Ｎｂ含有量」プロット（図２）によって示す８ｍｍの最大ロッド直径に対する条件に達するなどである。従って、この組成の実施形態において、この公式は、ガラス形成能力の低下に対する累積効果（ＧＦＡ公式によって予想するように）を有するとして偏差を処理し、従って、公式は、「８ｍｍ」臨界ロッド直径領域を提供する。

次に、少なくとも５ｍｍの最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金を含有する領域は、４次元ダイヤモンドの「サイズ」を調節することによって得ることができる。図１３から図１６のデータを使用して、少なくとも５ｍｍの直径の非晶質ロッドを形成することができる合金のための公式を得ることができる。これは、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）によって与えられる。

式中、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、「理想的な組成」からの偏差であり、原子パーセントであり、かつ正又は負とすることができる。このような実施形態において、少なくとも５ｍｍの直径を有する非晶質ロッドを生成することができる合金に対して、４次元「ダイヤモンド」の方程式は以下のように与えられると考えられる。

同様に、少なくとも３ｍｍの最大ロッド直径を有するバルク非晶質合金を含有する領域は、４次元ダイヤモンドの「サイズ」を調節することによって得ることができる。図１３から図１６のデータの使用に基づいて、少なくとも３ｍｍの直径の非晶質ロッドを形成することができる合金のための公式を得ることができる。これは、以下の公式（下付き文字は、原子パーセントを示す）によって与えられる。

式中、ｗ、ｘ、ｙ、及びｚは、「理想的な組成」からの偏差であり、原子パーセントであり、かつ正又は負とすることができる。このような実施形態において、少なくとも３ｍｍの直径を有する非晶質ロッドを生成することができる合金に対して、４次元「ダイヤモンド」の方程式は以下のように与えられると考えられる。

実際に、上述の２つの公式は、望ましい臨界鋳造直径対して調節される組成のある一定の実施形態の直接及び正確な説明を提供する。多成分合金のガラス形成能力のこのような説明は、過去においていずれの従来技術においても決して提案又は説明されていない。従って、バルク金属構成に対する形成のための「発明的」組成領域のこのような正確で定量的説明は、今まで不可能であった。

比較の目的のために、図１３は、バルクガラス形成が報告された本発明の組成領域に最も近い従来技術の合金組成を識別する。Ｉｎｏｕｅ他（その開示が本明細書に引用により組み込まれている日本特許第２００１−０４９４０７Ａ号明細書）及びＨａｓｈｉｍｏｔｏ他（その開示が本明細書に引用により組み込まれているＨ．Ｈａｂａｚａｋｉ、Ｈ．Ｕｋａｉ、Ｋ．ｉｚｕｍｉｙａ、Ｋ．Ｈａｓｈｉｍｏｔｏ、「ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ」Ａ３１８，７７−８６（２００１））によって報告された従来技術合金は、図１３に示されている。これらの研究者は、図示の組成の１ｍｍロッドのバルクガラス形成を報告した。これらの報告の合金組成は、図１３の本発明の開示の少なくとも規制区域（３ｍｍ直径のガラス形成領域）の外側にある。実際に、この２次元マップのみは、Ｂ及びＮｂの組成に対して従来技術を示している。両方の以前の研究者は、ｗ＝５及び１０ａｔ％のＣｒ含有量の合金のみを作った。図１３は、Ｃｒが改良される時（ｗ＝８．７ａｔ％）の本発明の開示のＧＦＡを示している。Ｃｒ濃度が改良されない時（すなわち、５ａｔ％又は１０ａｔ％のＣｒ濃度に対して）、本発明の開示を説明するダイヤモンドは、有意に収縮すると考えられ、従来技術は、本発明の組成の更に外側にある。更に、Ｉｎｏｕｅｎｏの従来の報告は、５ａｔ％のＭｏを含有する６成分合金を含む。本発明の合金に対するＭｏの効果も研究されている（以下に説明するように）。実際に、本発明の開示の改良合金に１ａｔ％のＭｏのみの添加は、１１．５ｍｍから４ｍｍの臨界ロッド直径の縮小をもたらすが、２ａｔ％のＭｏの添加は、臨界ロッド直径を１ｍｍ未満に縮小する。従って、Ｍｏの添加は、本発明の開示のＧＦＡの激しい低下に至り、極端に有害であることを見ることができる。

機械的特性の特徴付け
本発明の合金の機械的特性は、本発明の開示において開示する組成範囲にわたって調査された。関連の機械的特性は、非弾性降伏に抵抗する材料の機能の尺度である降伏強度σ_yと、鈍い切り欠きの存在下で破壊に抵抗する材料の機能の尺度である切り欠き靱性Ｋ_Qとである。具体的には、降伏強度は、材料が塑性的にもたらす応力であり、切り欠き靱性は、鈍い切り欠きから生じる亀裂を伝播するのに必要な作業の尺度である。関連の別の特性は、固定曲げ半径の周囲で曲がることによって達成する塑性歪みである材料の曲げ延性ε_pである。曲げ延性は、切り欠き又は予亀裂がない場合に曲げる上で破壊に抵抗する材料の機能の尺度である。大体において、これらの３つの特性は、応力下で材料の機械的性能を決定する。高σ_yは、材料が強力で堅いことを保証し、高Ｋ_Qは、材料が比較的大きな欠陥の存在下で強靭であることを保証し、かつ高ε_pは、材料が大きな欠陥がない場合延性であることを保証する。（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pは、破滅的破壊を容易にする臨界欠陥サイズの尺度である。本質的に、塑性域半径は、欠陥に対する材料の感度を決め、高ｒ_pは、欠陥に対する材料の低感度を指定する。

ｘが４から１３である本発明の合金のＮｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の圧縮強度、切り欠き靱性、及び曲げ延性を調査した。圧縮強度は、Ｃｒ含有量（表７、並びに図１７及び図１８）の増加と共に単調に増加することを見ることができる。切り欠き靱性は、低Ｃｒ含有量（４＜ｘ＜７）に対して非常に高く（６０から１００ＭＰａｍ^1/2）、中間Ｃｒ含有量（７＜ｘ＜１１）に対して低く（３０から５０ＭＰａｍ^1/2）、及びより高いＣｒ含有量（１１＜ｘ＜１３）に対して限界（５０から６０ＭＰａｍ^1/2）であることを見ることができる（表７及び図１９）。同様に、低Ｃｒ含有量（４＜ｘ＜７）に対する塑性域半径は、非常に高いが（０．２から０．６ｍｍ）、より高いＣｒ含有量（７＜ｘ＜１３）に対する塑性域半径は、実質的に低い（０．０５から０．２ｍｍ）（表７及び図２０）。ロッドが６．３ｍｍの曲げ半径の周囲で塑性的に曲がることができる臨界曲げ直径及び関連曲げ延性は、Ｃｒ含有量の増加と共に単調に増加することを見ることができる（表７）。

（表７）

低Ｃｒ原子分率を有する合金のより高い切り欠き靱性及びより大きな塑性域半径は、これらの破砕面形態に反映されている。図２１に示すように、１０％未満のＣｒの原子分率を有する合金の破砕面形態は、破砕前の相当量の塑性流動を示す「粗」な高度にギザギザの特徴を示している。それに反して、１０％又はそれよりも多くのＣｒの原子分率を有する合金の破砕面形態は、破砕前の非常に限られた塑性流動を示す「鋭い」裂開様特徴を示している。低Ｃｒ含有量を有する合金のより大きな曲げ延性は、これらの機能に反映され、亀裂を形成することなく濃厚剪断帯ネットワークを生成することによって有意な塑性曲げを受ける。図２２に示すように、５％のＣｒの原子分率を有する合金で作られた０．６ｍｍの直径のワイヤは、破砕することなく９０°角度を形成する６．３ｍｍ曲げ直径の周囲で塑性曲げを受けることができる。より高い強靭性、より大きな塑性域半径、及びより大きな曲げ延性の工業的重要度は、負荷応力の下での破滅的に破砕するのではなく、塑性曲げによって緩やかに破損することができると考えられる。

ｘが２から４．５である本発明の合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xの圧縮強度、切り欠き靱性、及び曲げ延性を調査した。圧縮強度は、Ｂ含有量を増加させることによってかなり単調に増加することを見ることができる（表８、並びに図２３及び図２４）。切り欠き靱性は、低Ｂ含有量（２＜ｘ＜３）に対して中程度（３０から４５ＭＰａｍ^1/2）及びより高いＢ含有量（３＜ｘ＜４．５）に対してかなり高い（６０から７０ＭＰａｍ^1/2）ことを見ることができる（表８及び図２５）。同様に、低Ｂ含有量（２＜ｘ＜３）に対する塑性域半径は、比較的低い（約０．１ｍｍ）が、より高いＢ含有量（３＜ｘ＜４．５）に対しては、実質的により高い（０．２から０．２５ｍｍ）ことを見ることができる（図２６）。ロッドが６．３ｍｍの曲げ半径の周囲で塑性的に曲がることができる臨界曲げ直径及び関連曲げ延性は、Ｂ含有量の増加と共に一定のままであることを見ることができる（表８）。

（表８）

ｘが２と４の間である本発明の合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃の圧縮強度、切り欠き靱性、及び曲げ延性を調査した。圧縮強度は、Ｎｂ含有量を増加させることによってかなり単調に増加することを見ることができる（表９、並びに図２７及び図２８）。切り欠き靱性は、低Ｎｂ含有量（２＜ｘ＜２．７５）に対して非常に高いが（６５から８０ＭＰａｍ^1/2）、より高いＮｂ含有量（３＜ｘ＜４）に対してはかなり低い（３０から４０ＭＰａｍ^1/2）ことを見ることができる（表９及び図２９）。同様に、低Ｎｂ含有量（２＜ｘ＜２．５）に対する塑性域半径は、大きいが（約０．４ｍｍ）、より高いＮｂ含有量（３＜ｘ＜４）に対しては、かなり低い（０．０５から０．１ｍｍ）ことを見ることができる（図９及び図３０）。ロッドが６．３ｍｍの曲げ半径の周囲で塑性的に曲がることができる臨界曲げ直径及び関連曲げ延性は、Ｎｂ含有量の増加と共に単調に減少することを見ることができる（表９）。

（表９）

ｘが１８．７から２０．７である本発明の合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100―x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xの圧縮強度、切り欠き靱性、及び曲げ延性を調査した。圧縮強度は、１９．７％の中間ｘ対して僅かに減少することを見ることができる（表１０、並びに図３１及び図３２）。他方、切り欠き靱性及び塑性域半径は、半金属含有量の増加と共に僅かに減少することを見ることができる（表１０、並びに図３３及び図３４）。最後に、ロッドが６．３ｍｍの曲げ半径の周囲で塑性的に曲がることができる臨界曲げ直径及び関連曲げ延性は、半金属含有量の増加と共に一定のままであることを見ることができる（表１０）。

（表１０）

密度及び超音波測定
ｘが５から１３である本発明の合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の密度、剪断、体積弾性、及びヤング率、並びにポアソン比を測定した（表１１）。ポアソン比は、Ｃｒ含有量に対してプロットされ（図３５）、Ｃｒ含有量の増加と共に単調にかつほぼ直線的に減少し、強靭性及び延性の減少と一致するように示されている。

（表１１）

ｘが２から４．５である本発明の合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_19.5-xＢ_xの密度、剪断、体積弾性、及びヤング率、並びにポアソン比を測定した（表１２）。ポアソン比は、Ｂ含有量に対してプロットされ（図３６）、２．５％Ｂで最大値及び４％Ｂで最小値に達するように示されている。

（表１２）

ｘが２と４の間である本発明の合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_11.5-xＮｂ_xＰ_16.5Ｂ₃の密度、剪断、体積弾性、及びヤング率、並びにポアソン比を測定した（表１３）。ポアソン比は、Ｎｂ含有量に対してプロットされ（図３７）、約３〜３．５％未満のＮｂ含有量に対して比較的高いままであり、より高いＮｂ含有量に対して鋭く低下するように示されている。

（表１３）

ｘが１８．７から２０．７である本発明の合金（Ｎｉ_0.8541Ｃｒ_0.1085Ｎｂ_0.0374）_100―x（Ｐ_0.8376Ｂ_0.1624）_xの密度、剪断、体積弾性、及びヤング率、並びにポアソン比を測定した（表１４）。ポアソン比は、半金属含有量に対してプロットされ（図３８）、半金属含有量の増加と共にかなり一定のままであるように示されている。

（表１４）

少量添加の効果
他の実施形態において、本発明の開示はまた、Ｓｉの少量添加を更に含有するＮｉ−Ｃｒ−Ｎｂ−Ｐ−Ｂ系に関する。具体的には、本発明の合金において２原子パーセントまでのＰのＳｉとの置換は、有意なガラス形成能力を保持することを見ることができる。従って、この実施形態のＮｉベースの本発明の合金は、４から１４原子パーセントの範囲のＣｒ、１．８から４．３原子パーセントの範囲のＮｂ、１３．５から１７．５原子パーセントの範囲のＰ、及び２．３から３．９原子パーセントの範囲のＢを含有し、少なくとも３ｍｍ厚及び最大１０ｍｍ又はそれよりも大きい部分に非晶質相を形成することができる。好ましくは、本発明の開示の合金のＢの原子パーセントは、約２と４の間であり、Ｐ、Ｂ、及びＳｉの組合せ画分は、約１９から２０原子パーセントである。同様に、Ｃｒの原子パーセントは、好ましくは、７から１０であり、Ｎｂの原子パーセントは、２．５と４の間である。

例示的な実施形態は、Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃系において約２原子パーセントまでのＰのＳｉとの置換は、バルク金属ガラス形成を劇的に低下させることはないことを明らかにしている（以下の表１５及び図３９）。

（表１５）

僅かに修正された組成では、Ｓｉの少量添加は、実際に金属ガラス形成を改良することが分かった（以下の表１６）。

（表１６）

具体的には、ガラス形成能力は、かなりの範囲まで保持され、又は一部の場合に、約１パーセントまでのＰをＳｉと置換することによって僅かに改良することが見出された。ガラス転移、結晶化、固相線、及び液相温度に対するＳｉ濃度の影響を判断するための熱量測定走査を実施した（図４０及び図４１）。興味深いことに、Ｓｉの少量添加は、実質的に液相温度に影響を与えることなくガラス転移温度をかなり上昇させるように示されている。

Ｐの代替としてのＳｉの少量の添加はまた、機械的特性に驚くほど大きな影響を与えることを見ることができる。ｘが０から１．５である本発明の合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの圧縮強度、切り欠き靱性、及び曲げ延性を調査した。Ｓｉ含有合金の圧縮強度は、Ｓｉ含有量の増加と共に増加し（表１７、並びに図４２及び図４３）、Ｔｇの増加と一致する（図４０）ように示されている。更に重要なことには、切り欠き靱性は、更に少量の０．２５％ほどのＳｉ添加を用いて２倍又はそれよりも大きく劇的に上昇されるように示されている（表１７及び図４４）。僅かに高い強度及びかなり高い強靭性は、より大きな塑性域半径をもたらす（表１７及び図４５）。Ｓｉ含有合金のより高い強靭性及びより大きな塑性域半径は、これらの破砕面形態に反映されている。図４６に示すように、Ｓｉ含有合金の破砕面形態は、破砕前の相当量の塑性流動を示す「粗」な高度にギザギザの特徴を示している。それに反して、Ｓｉを含まない合金の破砕面形態は、破砕前の限られた塑性流動を示す「鋭い」裂開様特徴を示している。最後に、ロッドが６．３ｍｍの曲げ半径の周囲で塑性的に曲がることができる臨界曲げ直径及び関連曲げ延性は、Ｓｉ含有量の増加と共に直線的に減少することを見ることができる（表１７）。

（表１７）

ｘが７から１０である本発明の合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ₁₆Ｂ₃Ｓｉ_0.5に対して圧縮強度及び切り込欠き靱性も調査し（図４７）、ｘが７から１０である本発明の合金Ｎｉ_77.5-xＣｒ_xＮｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃と比較した。興味深いことに、強度（表１８及び図４８）及び特に強靭性（表１８及び図４９）、並びに塑性域半径（表１８及び図５０）は、Ｓｉを含まない合金と比較して０．５原子パーセントＳｉを含有する合金に対して増加した。強度及び強靭性の増大の結果、より高い損傷許容性が、Ｓｉを含まない合金と比較して０．５原子パーセントＳｉを含有する合金に対して予想される。損傷許容性は、強度と強靭性の積として大まかに定めることができる。本発明の合金の２つのセットに対してこのようにして損傷許容性を計算すると、ｘが７．５から９．５である時のＳｉを含まない合金と比較して、０．５％原子パーセントＳｉを含有する合金に対して実質的に高い損傷許容性が見出される（図５１）。

（表１８）

ｘが０から１．５である本発明の合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ₉Ｎｂ₃Ｐ_16.5-xＢ₃Ｓｉ_xの密度、剪断、体積弾性、及びヤング率、並びにポアソン比を測定した（表１９）。ポアソン比は、Ｓｉ含有量に対してプロットされ（図５２）、０．５％Ｓｉでピークを示すように示されている。

（表１９）

少量Ｔａ及びＭｏ添加の効果
上記結果は、本発明の合金のＧＦＡに対するＳｉの効果の詳細な研究を提供するが、更に別の実施形態において、本発明の合金の１．５原子パーセントまでのＮｂは、少なくとも３ｍｍの直径のロッドのバルクガラス形成を保持しながらＴａ、Ｖ、又はその組合せによって置換することができる。Ｓｉ及びＴａの添加物を含有する合金の例示的な実施形態は、以下の表２０に示されており、６ｍｍまでの直径の非晶質ロッドを形成することができるように示されている。同様に、本発明の合金の２原子パーセントまでのＣｒ又は２原子パーセントまでのＮｉは、任意的に、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、又はその組合せによって置換することができる。

（表２０）

ガラス形成能力に対するＭｏ添加の効果は、以下の表２１に列挙する組成に対して検査された。図５３は、０≦ｘ≦３に対する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.5Ｃｒ_8.5-xＮｂ₃Ｍｏ_xＰ₁₆Ｂ₄のガラス形成能力に対するＭｏ原子濃度の影響を示すデータプロットを提供する。明らかなように、Ｍｏの更に微小画分の添加により、バルクガラス形成を劇的に低下させる。具体的には、Ｍｏが１％よりも多い原子濃度で含まれる場合に、バルクガラス物品の形成を達成することは非常に困難であるように示されている。従って、Ｍｏの寄与を回避することが本発明の合金に対して重要である。

（表２１）

最後に、上記に関わらず、一部の材料の製造限界に関連付けられた標準不純物は、本発明の合金の特性に影響を与えることなく１重量パーセントまでの濃度において許容できることは理解されるであろう。

耐食性
例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃及びＮｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の耐食性は、６ＭのＨＣｌ中の浸漬試験によって評価され、高度耐食性ステンレス鋼に対して比較された。３つの合金に対する腐食深さ対時間のプロットは、図５４に示されている。質量損失測定を使用して、約４７５時間にわたる３０４ステンレス鋼の腐食深さは、約１８７マイクロメートルであり、３１６ステンレス鋼の腐食深さは、約８５マイクロメートルであると見積もられた。それに反して、約３７３時間にわたる例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の腐食深さは、約０．１４マイクロメートルでしかないことが見積もられた。更に興味深いことに、約２２２０時間にわたる例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の腐食深さは、約０．６マイクロメートルでしかないことが見積もられた。図５５に示すように、２２００時間浸漬後のロッドは、殆ど完全に無傷であるように示されている。腐食深さデータを当て嵌めて、線形腐食速度を仮定することにより、３０４ステンレス鋼の腐食速度は、約３４００マイクロメートル／年であり、３１６ステンレス鋼の腐食速度は、約１５００マイクロメートル／年であることが見積もられた。それに反して、例示的な非晶質合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃の腐食速度は、約２．１マイクロメートル／年でしかないが、Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の腐食速度は、約２．６マイクロメートル／年であることが見積もられた。ＮｉベースＣｒ及びＰ含有非晶質合金の優れた耐食性は、多くの従来技術の論文及び特許において注目されていたが、このような高耐食性が、３ｍｍから１０ｍｍ又はそれよりも大きい範囲の直径を有するバルクガラスロッドを形成することができるＮｉベースＣｒ及びＰ含有非晶質合金について報告されるのは初めてである。

例示的な実施形態
実施例１：本発明の非晶質合金を形成する方法
本発明の合金を生成するための好ましい方法は、不活性雰囲気下石英管中で適切な量の元素成分の誘導溶融を含む。構成元素の純度レベルは、Ｎｉ９９．９９５％、Ｃｒ９９．９９６％、Ｎｂ９９．９５％、Ｔａ９９．９５％、Ｓｉ９９．９９９９％、Ｐ９９．９９９９％、及びＢ９９．５ａｔ％であった。合金インゴットからガラスロッドを生成するための好ましい方法は、高純度アルゴン下で１１００℃又はそれよりも高い、好ましくは、１１５０から１２５０℃の炉において０．５ｍｍ厚壁の石英管中でインゴットを再溶融する段階と、室温水浴中で急冷する段階とを含む。一般的に、本発明の開示の合金からの非晶質物品は、（１）０．５ｍｍ厚壁の石英管中で合金インゴットを再溶融し、不活性雰囲気の下で約１１００℃又はそれよりも高い、好ましくは、１１５０から１２５０℃の温度で溶融物を保持し、かつ液体浴中で急冷すること、（２）合金インゴットを再溶融し、不活性雰囲気の下で約１１００℃又はそれよりも高い、好ましくは、１１５０から１２５０℃の温度で溶融物を保持し、好ましくは、銅、真鍮又は鋼で作られた金型に溶融合金を注入又は注ぎ込むことによって生成することができる。任意的に、非晶質物品を生成する前に、合金インゴットは、不活性雰囲気下石英管の中でインゴットを再溶融し、溶融合金を溶融還元剤と接触状態にし、２つの溶融物が約１１００℃又はそれよりも高い温度で約１０００ｓの間相互作用することを可能にし、かつその後に水冷却することにより、無水酸化ホウ素又はいずれの他の還元剤と共に流すことができる。

実施例２：ガラス形成能力を評価するための試験方法
各本発明の合金のガラス形成能力は、上述の好ましい方法によって処理する時に非晶質相を形成することができる最大ロッド直径を判断することによって評価された。Ｃｕ−Ｋα放射によるＸ線回折を実施して、本発明の合金の非晶質構造を検証した。３から１０ｍｍの範囲の直径を有する本発明の開示の例示的な非晶質合金から作られた完全非晶質ロッドの画像は、図５６に提供されている。

例示的な合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5は、特に高いガラス形成能力を示すことが見出されている。０．５ｍｍ厚壁を有する石英管中で冷却する時に１０ｍｍ非晶質ロッドを形成することが可能であるだけでなく、１ｍｍ壁厚を有する石英管中で冷却する時に１０ｍｍ非晶質ロッドを形成することができる。これは、０．５ｍｍ厚壁を有する石英管中で冷却することによって評価された臨界ロッド直径が、１１から１２ｍｍであるはずであることを示唆する。１ｍｍ厚壁を有する石英管中で冷却することによって生成する例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の１０ｍｍロッドの非晶質構造を検証するＣｕ−Ｋα放射によるＸ線回折は、図５７に示されている。

実施例３：異なる走査熱量計のための試験方法
２０℃／分の走査速度において異なる走査熱量計法を実施して、例示的な非晶質合金のガラス転移、結晶化、固相線、及び液相温度を判断した。

実施例４：密度及び弾性定数を測定するための試験方法
例示的な非晶質合金の剪断及び縦方向波速は、２５ＭＨｚ圧電変換器と共に設定されたパルスエコー重複を使用して３ｍｍの直径及び約３ｍｍの長さの円筒形試料３に対して超音波で測定された。密度は、米国材料試験協会規格Ｃ６９３−９３に示すように、アルキメデスの方法によって測定された。

実施例５：圧縮降伏強度を測定するための試験方法
例示的な非晶質合金の圧縮試験は、ネジ駆動試験フレームを使用して０．００１ｍｍ／ｓの一定のクロスヘッド速度で単調に増大する負荷を適用することにより、３ｍｍの直径及び６ｍｍの長さの円筒形試料３に対して実施された。歪みは、線形変数差動トランスを使用して測定された。圧縮降伏強度は、０．２％耐力基準を使用して見積もられた。

実施例６：切り込欠き靱性を測定するための試験方法
例示的な非晶質合金の切り欠き靱性は、３ｍｍ直径ロッドに対して実施された。ロッドは、ロッド直径のほぼ半分の深さまで０．１０から０．１３μｍの根元半径を有する線鋸を使用して切り欠かれた。切り欠き試料は、１２．７ｍｍのスパン距離で３点曲げ固定具上に設けられ、下方を向いた切り欠き側と注意深く位置合わされた。臨界破砕負荷は、ネジ駆動試験フレームを使用して０．００１ｍｍ／ｓの一定のクロスヘッド速度で単調に増大する負荷を適用することによって測定された。少なくとも３つの試験が行われ、試験間の分散が切り込欠き靱性プロットに含められている。本明細書に使用する幾何学形状構成に対する応力強度係数は、Ｍｕｒａｋｉｍｉによる解析を使用して評価された（Ｙ．Ｍｕｒａｋａｍｉ著「ＳｔｒｅｓｓＩｎｔｅｎｓｉｔｙＦａｃｔｏｒｓＨａｎｄｂｏｏｋ」、Ｖｏｌ．２、Ｏｘｆｏｒｄ：ＰｅｒｇａｍｏｎＰｒｅｓｓ，ｐ．６６６（１９８７））。本発明の合金の破砕面形態は、走査電子顕微鏡を使用して調査された。

実施例７：曲げ延性を測定するための試験方法
例示的な非晶質合金で作られたロッドの固定曲げ半径の周囲で塑性的に曲がる機能を評価した。様々な直径のロッドは、塑性的に約６．３ｍｍ曲げ直径で曲げられた。恒久的３０°曲げ角度を達成することができるロッド直径は、「臨界曲げ直径」ｄ_crと見なされた。曲げにおいて達成可能な塑性歪みを表す「曲げ延性」ε_pは、ｄ_crを６．３ｍｍで割って見積もられた。

実施例８：硬度を測定するための試験方法
例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5の硬度は、ビッカース微小硬度試験機を使用して測定された。６つの試験が行われ、そこで微小押込みが、５００ｇの負荷及び１０ｓのデュエル時間を使用して３ｍｍロッドの平坦な研磨断面上の中に行われた。微小押込みを示す顕微鏡写真は、図５８に示されている。相当な可塑性（剪断帯）及び亀裂がないことは、押込みの近くで明らかであり、それによって合金の高い強靭性を支持している。

実施例９：耐食性を測定するための試験方法
例示的な非晶質合金の耐食性は、塩酸（ＨＣｌ）中の浸漬試験によって評価され、高度に耐食性のステンレス鋼に対して比較された。２．９１ｍｍの初期直径及び１８．９０ｍｍの長さを有する本発明の合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃のロッド、２．９０ｍｍの初期直径及び２０．３４ｍｍの長さを有する本発明の合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5のロッド、３．１５ｍｍの初期直径及び１６．１１ｍｍの長さを有するステンレス鋼３０４（二重認定タイプ３０４／３０４Ｌステンレス鋼、ＡＳＴＭＡ２７６及びＡＳＴＭＡ４７９、「冷延」又は「ミル仕上げ」（非研磨））のロッド、３．１５ｍｍの初期直径及び１７．０３ｍｍの長さを有するステンレス鋼３１６（超耐食性ステンレス鋼（タイプ３１６）、ＡＳＴＭＡ２７６及びＡＳＴＭＡ４７９、「冷延」又は「ミル仕上げ」（非研磨））のロッドが、室温で６ＭのＨＣｌの浴中に浸漬された。ステンレス鋼ロッドは、約４７５時間にわたって浸漬され、本発明の合金Ｎｉ₆₉Ｃｒ_8.5Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ₃ロッドは、２２００時間にわたって、及びＮｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5は、３７３時間にわたって浸漬された。浸漬中の様々なステージにおける腐食深さは、±０．０１ｍｇの精度で質量変化を測定することによって見積もられた。腐食速度は、線形速度を仮定して見積もられた。

実施例１０：例示的な非晶質合金Ｎｉ _68.6 Ｃｒ _8.7 Ｎｂ ₃ Ｐ ₁₆ Ｂ _3.2 Ｓｉ _0.5 に対する工学データベース
例示的な非晶質合金Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｂ_3.2Ｓｉ_0.5（例４２）に対する熱物理的及び機械的特性を列挙するデータベースが生成された。この合金に対する差動熱量測定走査は、図４１に示されているが、圧縮応力−歪み図は、図５９に示されている。

（表２２）

均等論
本発明の様々な好ましい実施形態の以上の実施例及び説明は、全体として本発明の開示の例示に過ぎず、本発明の開示の段階及び様々な構成要素における変形は、本発明の開示の精神及び範囲で行うことができることは当業者は理解するであろう。例えば、本発明の開示の組成に少量の添加物又は不純物を含むことは、これらの組成の特性に影響を与えることもなければ、これらの意図する目的のためにこれらを不適正にすることもないことは当業者には明らかであろう。従って、本発明の開示は、本明細書に説明する特定の実施形態に限定されるのではなく、添付の特許請求の範囲によって定められる。

ａｔ．％原子パーセント

Claims

金属ガラス合金であって、
ｗ、ｘ、ｙ、及びｚが、
を満足する絶対値を有する基本組成からの偏差を表す正又は負の原子パーセントである時に、
を含み、
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径が、少なくとも３ｍｍである、
ことを特徴とする金属ガラス合金。
ｗ、ｘ、ｙ、及びｚが、条件：
を満足する絶対値を有し、
非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍである、
ことを特徴とする請求項１に記載の金属ガラス合金。
ｗ、ｘ、ｙ、及びｚが、条件：
を満足する絶対値を有し、
非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも８ｍｍである、
ことを特徴とする請求項１に記載の金属ガラス合金。
金属ガラス合金であって、
ａ、ｂ、ｃ、及びｄが、原子パーセントを表し、かつ
ａは、２．５よりも大きくかつ１５よりも小さく、
ｂは、１．５よりも大きくかつ４．５よりも小さく、
ｃは、１４．５よりも大きくかつ１８．５よりも小さく、かつ
ｄは、１．５よりも大きくかつ４．５よりも小さい場合に、
を含み、
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径が、少なくとも４ｍｍである、
ことを特徴とする金属ガラス合金。
ａは、６よりも大きくかつ１０．５よりも小さく、ｂは、２．６よりも大きくかつ３．２よりも小さく、ｃは、１６よりも大きくかつ１７よりも小さく、ｄは、２．７よりも大きくかつ３．７よりも小さく、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも８ｍｍであることを特徴とする請求項４に記載の金属合金。
ａは、３と７の間であり、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時の亀裂発生Ｋ_Q時の応力強度が、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2であることを特徴とする請求項４に記載の金属合金。
ｂは、１．５と３の間であり、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時の亀裂発生Ｋ_Q時の応力強度が、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2であることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ａは、３と７の間であり、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定される亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pが、０．２ｍｍよりも大きいことを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ｂは、１．５と３の間であり、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定される亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pが、０．２ｍｍよりも大きいことを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ａは、３と７の間であり、１ｍｍの直径を有するようなガラスで作られるワイヤが、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ｂは、１．５と３の間であり、１ｍｍの直径を有するようなガラスで作られるワイヤが、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ｂは、２．５と３．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍであることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ｄは、２よりも大きくかつ４よりも小さく、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍであることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ｃ＋ｄが、１８．５と２０．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも５ｍｍであることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
１．５原子％までのＮｂが、Ｔａ、Ｖ、又はその組合せから構成される群から選択された材料によって置換されることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
２原子％までのＣｒが、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、又はその組合せによって置換されることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
２原子％までのＮｉが、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、又はその組合せによって置換されることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
少なくとも０．５ｍｍの直径を有する材料で形成されたロッドが、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度σ_yが、２０００ＭＰａよりも大きいことを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
溶融合金の温度が、ガラスを形成するためにガラス転移未満に冷却される前に１１００℃又はそれよりも高くまで上昇されることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
ポアソン比が、少なくとも０．３５であることを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
６ＭのＨＣｌ中の腐食速度が、０．０１ｍｍ／年よりも大きくないことを特徴とする請求項４に記載の金属ガラス合金。
金属ガラス合金であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、及びｅが、原子パーセントであり、
ａは、４と１４の間であり、
ｂは、１．８と４．３の間であり、
ｃは、１３．５と１７．５の間であり、
ｄは、２．３と３．９の間であり、かつ
ｅは、２までである場合に、
を含み、
非晶質相を用いて形成することができる最大ロッド直径が、少なくとも３ｍｍである、
ことを特徴とする金属ガラス合金。
ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時の亀裂発生時の応力強度が、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2であることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｂは、１．５よりも大きくかつ３よりも小さく、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定された時に亀裂発生時の応力強度が、少なくとも６０ＭＰａｍ^1/2であることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定される亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pが、０．２ｍｍよりも大きいことを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｂは、１．５よりも大きくかつ３よりも小さく、Ｋ_Qが、１と２ｍｍの間の長さ及び０．１と０．１５ｍｍの間の根元半径を有する切り欠きを含む３ｍｍ直径ロッド上で測定される亀裂発生時の応力強度であり、σ_yが、０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度である場合に（１／π）（Ｋ_Q／σ_y）²として定義される塑性域半径ｒ_pが、０．２ｍｍよりも大きいことを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ａは、７よりも大きくかつ１０よりも小さく、１ｍｍの直径を有するようなガラスで作られるワイヤが、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｂは、１．５よりも大きくかつ３よりも小さく、１ｍｍの直径を有するようなガラスで作られるワイヤが、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｂは、２．５と３．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍであることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｄは、２．９と３．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍであることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｅは、１．５までであり、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍであることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ｃ＋ｄ＋ｅが、１８．５と２０．５の間であり、非晶質相を用いて形成することができる前記最大ロッド直径は、少なくとも４ｍｍであることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
１．５原子％までのＮｂが、Ｔａ、Ｖ、又はその組合せから構成される群から選択された材料によって置換されることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
２原子％までのＣｒが、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、又はその組合せによって置換されることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
２原子％までのＮｉが、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、又はその組合せによって置換されることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
少なくとも０．５ｍｍの直径を有する材料で形成されたロッドが、破滅的に破断することなく負荷の下で巨視的塑性曲げを受けることができることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
０．２％耐力基準を使用して得られる圧縮降伏強度σ_yが、２０００ＭＰａよりも大きいことを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
溶融合金の温度が、ガラスを形成するためにガラス転移未満に冷却される前に１１００℃又はそれよりも高くまで上昇されることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
ポアソン比が、少なくとも０．３５であることを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
６ＭのＨＣｌ中の腐食速度が、０．０１ｍｍ／年よりも大きくないことを特徴とする請求項２３に記載の金属ガラス合金。
Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P₁₇B_2.5, Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P_16.75B_2.75, Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P_16.5B₃, Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P₁₆B_3.5, Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P_15.75B_3.75, Ni₆₉Cr₉Nb_2.5P_16.5B_3, Ni₆₉Cr_8.75Nb_2.75P_16.5B_3, Ni₆₉Cr_8.25Nb_3.25P_16.5B_3, Ni₆₉Cr₈Nb_3.5P_16.5B₃, Ni₆₉Cr_7.5Nb₄P_16.5B₃, Ni_72.5Cr₅Nb₃P_16.5B₃, Ni_71.5Cr₆Nb₃P_16.5B₃, Ni_70.5Cr₇Nb₃P_16.5B₃, Ni_69.5Cr₈Nb₃P_16.5B₃, Ni_68.5Cr₉Nb₃P_16.5B₃, Ni₆₈Cr_9.5Nb₃P_16.5B₃, Ni_67.5Cr₁₀Nb₃P_16.5B₃, Ni_66.5Cr₁₁Nb₃P_16.5B₃, Ni_65.5Cr₁₂Nb₃P_16.5B₃, Ni_68.5Cr₉Nb₃P₁₆B₃Si_0.5, Ni_68.5Cr₉Nb₃P_15.5B₃Si₁, Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P₁₆B₃Si_0.5, Ni₆₉Cr_8.5Nb₃P_15.5B₃Si₁, Ni_69.45Cr_8.81Nb_3.04P_15.66B_3.04, Ni_69.03Cr_8.75Nb_3.02P_16.08B_3.12, Ni_68.17Cr_8.65Nb_2.98P_16.92B_3.28, Ni_67.75Cr_8.59Nb_2.96P_17.34B_3.36, Ni₆₉Cr_8.5Nb_2.5Tａ_0.5P_15.5B₃Si₁,及びNi_69.5Cr_8.5Nb_2.5Tａ_0.5P_15.5B₃Si₁から構成される群から選択された金属ガラス合金。
Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ_16.5Ｂ_3.2
を含むことを特徴とする金属ガラス合金。
Ｎｉ_68.6Ｃｒ_8.7Ｎｂ₃Ｐ₁₆Ｓｉ_0.5Ｂ_3.2
を含むことを特徴とする金属ガラス合金。