JP2006002252A - 非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金 - Google Patents

Abstract

【課題】マグネシウムを主成分とするマグネシウム系非晶質合金に非晶質形成能を高める金属元素を添加して基本的に大気中で一般の金型鋳造法(mold casting)により鋳造が可能である優れた非晶質形成能を有する合金を開発すると共に、優れた延性特性を有するマグネシウムの基本特性を利用し得る合金設計によって延性の優れたマグネシウム系非晶質合金を提供する。
【解決手段】本発明に係る非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金においては、一般式Ｍｇ_{１００-x-y}Ａ_xＢ_y（x、yは原子量%に夫々２.５≦x≦３０、２.５≦y≦２０）に表示されて、前記Ａは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ａｌ、Ａｇ及びＰｄの中から選択された少なくとも１種で、前記Ｂは、Ｇｄ、Ｙ、Ｃａ及びＮｄの中から選択された少なくとも１種であることを特徴とする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金に係るもので、詳しくは、主成分のマグネシウムに他の金属元素を添加して基本的に優秀な非晶質形成能を持ちながらも優れた延性特性を同時に確保し得る非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金に関するものである。

一般に、マグネシウム合金は、高い比強度を有する最軽量の合金であって、振動、衝撃及び電子波動に対する吸振性が卓越で、電気及び熱伝導度、加工性及び高温における疲労衝撃などが優秀で、自動車の部品や航空機などの輸送手段、防衛産業及び一般的な機械などの重さの節減のための軽量化素材として、その応用範囲が広い。

然し、既存の産業界で使用されるマグネシウム合金は、結晶質の合金を利用している実情であり、既存の結晶質マグネシウム合金より優秀な機械的な特性を必要とする分野に適用するためには、相対的にもっと高い引張強度、忍性及び耐食性が優秀であると知らされたマグネシウム系非晶質合金を開発する必要性がある。
このような要求に相応して現在まで開発されたマグネシウム系非晶質合金としては、二元系マグネシウム非晶質合金と、三元系マグネシウム非晶質合金が紹介されている。

二元系マグネシウム非晶質合金としてＭｇ-Ｃａ、Ｍｇ-Ｎｉ、Ｍｇ-Ｃｕ、Ｍｇ-Ｚｎ、Ｍｇ-Ｙなどがあって、三元系マグネシウム非晶質合金としてＭｇ-Ｃｕ-（Ｓｉ、Ｇｅ、Ｌｎ、Ｙ）、Ｍｇ-Ｎｉ-（Ｓｉ、Ｇｅ、Ｌｎ）、Ｍｇ-Ｚｎ-（Ｓｉ、Ｇｅ、Ｌｎ）、Ｍｇ-Ｃａ-（Ａｌ、Ｌｉ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｍ)、Ｍｇ-Ａｌ-（Ｌｎ、Ｚｎ）など（但し、Ｌｎ:ランタン系列(lanthanide)、Ｍ:転移金属元素（Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ））がある。

然るに、従来のマグネシウム系非晶質合金においては、大部分が融解紡糸 (melt spinning)法、スプラッドクエンチング(splat quenching)法、そして液体噴霧(liquid atomization)法のような急速凝固法を利用して数十μmの厚さのリボン又は粉末形態のみにより製造可能であるため、応用に制約が多いという不都合な点があった。
また、最近、開発されたマグネシウム系バルク非晶質合金も大部分真空の雰囲気下でインジェクションキャスティング(Injection casting)法を利用して直径４mm以下のバルク非晶質合金のみが製造可能であるため、実用化に限界があるし、且つ、前記のような真空雰囲気を維持するための費用の増大によって生産性が低下するという不都合な点があった。

また、従来のマグネシウム系非晶質合金は、大部分常温で塑性変形無に弾性限界の以後に脆性破壊挙動を示すために、応用性が低いという不都合な点があった。このような従来のマグネシウム系非晶質合金の限界、即ち、常温で塑性変形区間を持たなくて応用性が低いという限界性を克服するために、非晶質基地に第３の粒子を添加するか、又は熱処理により複合材の形態に非晶質合金を形成するか、又は、非晶質の形成後に後処理により材料に塑性特性を付与する研究が活発に進行されている。
然し、マグネシウム系非晶質合金を形成する時に、熱力学的、速度論的な考察(非晶質/結晶質の境界条件）に基づいてマグネシウム系非晶質合金に塑性特性を付与する方法に対する研究は微弱で、特に、一般的に通用される基準を提示している結果もない実情である。

従って、本発明は、前記のような不都合な点に鑑みてなされたもので、
マグネシウムを主成分とするマグネシウム系非晶質合金に非晶質形成能を高める金属元素を添加して基本的に大気中で一般の金型鋳造法(mold casting)により鋳造が可能である優れた非晶質形成能を有する合金を開発すると共に、優れた延性特性を有するマグネシウムの基本特性を利用し得る合金設計によって延性の優れたマグネシウム系非晶質合金を提供することを目的とする。
そして、本発明は、一般のマグネシウム常用合金に比べて非常に優秀な強度を有する非晶質マグネシウム合金を提供することを目的とする。

前記目的を達成するために、本発明に係る非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金においては、一般式Ｍｇ_{１００-x-y}Ａ_xＢ_y （x、yは原子量％に夫々２.５≦x≦３０、２.５≦y≦２０）に表示されて、前記ＡはＣｕ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ａｌ、Ａｇ及びＰｄの中から選択された少なくとも１種で、前記ＢはＧｄ、Ｙ、Ｃａ及びＮｄの中から選択された少なくとも１種であることを特徴とする。

前記x、yの数値を限定した理由は次の通りである。
前記Ａ及びＢが夫々２.５原子量％未満に含有されると、非晶質形成に関する経験側上３成分以上の多成分系合金から与えられる稠密充填の効果を得ることができなく、非晶質形成能の向上に問題があるために、２.５原子量％以上に添加されることが好ましいことを特徴とする。
また、前記Ａ及びＢの含量が夫々３０原子量％、２０原子量％を超過すると、溶融温度が高まりバルク非晶質の形成を妨害し、マグネシウム固有の特性発現に起因した延性特性を得ることができないため、夫々３０原子量％、２０原子量％の以下に添加されることが好ましいことを特徴とする。

そして、本発明に係るマグネシウム非晶質合金の非晶質形成能を一層向上させるために、前記Ａ成分を２.５〜２０原子量％に限定し得るし、延性特性の向上のために前記Ａ成分を１０〜３０原子量％、前記Ｂ成分を２.５〜１５原子量％に限定し得ることを特徴とする。

本発明に係るマグネシウム系非晶質合金においては、大気中で金型鋳造法によりバルク非晶質合金の製造が可能であるため、真空装備などの高価装備及び高水準の真空雰囲気の制御を必要としなく、商用化が容易であるという効果がある。
また、マグネシウム合金のバルク非晶質マグネシウム合金においては、一般の金型鋳造法により製造したバルク非晶質合金の圧縮強度が既存のマグネシウム合金より非常に優秀な８００ＭＰａ以上であるため、構造用材料として利用し得る可能性が高いという効果がある。
そして、本発明は、バルク非晶質化が可能な領域と不可能な領域間の境界造成の範囲で競争結晶相の部分的な析出挙動によって特定の元素を新たに添加しなくても、非晶質形成の境界条件で析出される相によって合金内部の不均一性が誘発されて常温でも塑性変形が可能であるため、本発明に係るマグネシウム系非晶質合金は、高強度及び優れた延性特性によって弾性限界以上の応力条件でも抵抗性が優れて破断が起こらないという効果がある。

以上、本発明に対し、特定の好ましい実施例の例を挙げて説明したが、本発明は、該実施例に限定されず、本発明の精神から外れない範囲内で当該発明が属する技術分野で通常の知識を持つ者により多様な変更と修正が可能である。

本発明に係るマグネシウム系非晶質合金は、基本的に優秀な非晶質形成能を持ちながら、マグネシウムの含量が高い一部の組成領域では延性特性も同時に優秀である。
即ち、本発明によると、マグネシウム系非晶質合金のバルク非晶質化が可能である領域の中で、マグネシウムの含量が高い領域では、マグネシウムの延性特性が反映されて非晶質状態でも優秀な塑性変形の特性が示される。
従って、本発明に係るマグネシウム系非晶質合金は、非晶質形成能が優秀で、且つ延性特性も優秀であるため、その活用度が非常に高い特徴を持っている。

１.第１実施例
本発明の第１実施例は、本発明に係るマグネシウム系非晶質合金の非晶質形成能を説明するために表２に示した造成により色々な種類の合金（実施例１〜１５、比較例１〜５）を造成して夫々の非晶質形成能を確認した。
本発明において、主成分のマグネシウムに添加される他の金属元素は、マグネシウムと大きな原子半径差及び負の混合熱を持って（表１参照）、前記金属元素を添加すると、過冷却液体領域が増加して、多成分系化を通って充填度が向上して、且つ、溶融温度が低くなり非晶質形成能及び機械的強度が向上する。

表２は、造成に係る非晶質形成能を比較したもので、マグネシウム合金を大気中で一般の金型鋳造法により製造した本発明の実施例及び比較例を夫々示したものである。

本発明は、アルゴン雰囲気下で高周波誘導溶炉を利用し試料を溶解し、該試料を大気中で円錐状の銅モールドに充填して４５mmの一定の長さを持った円錐状の試片を鋳造した。
銅モールドを利用した鋳造法により非晶質合金を製造すると、真空装備などの高価装備及び高水準の雰囲気制御を必要としないため、容易にバルク非晶質相を得るという長所を持つ。

前記のような方法により製造されたマグネシウム系非晶質合金に対してガラス転移温度Ｔ_g（glass transition temperature）、決定化温度Ｔ_x（Crystallization temperature）、溶融温度Ｔ_m（melting temperature）は、図２に図示したように、ＤＳＣ（時差熱分析装置）を利用して測定が可能で、過冷却液体領域区間ΔＴ_x＝Ｔ_x-Ｔ_g（supercooled liquid region）及びＴ_rg＝Ｔ_g／Ｔ_m（reduced glass transition temperature）値は、前記の測定値に基づいて計算された値であって、非晶質形成能を評価する代表的な因子である。

バルク非晶質形成能は、最大の直径値（ｄ_max）により表現され得るが、本発明に係る試片は、円錐状の銅モールドにより鋳造されるため、該鋳造された円錐状の円形面の直径値が最大の直径値である。
前記バルク試片の非晶質形成能を確認するために、時差熱分析装置により前記バルク試片の垂直断面とリボン形状に製造された試片の発熱量を比較して、Ｘ線回折分析により各試片のハロパターン(halo pattern）の有無を確認し、非晶質合金であると確認された各試片の最大の直径を表２に示した。

普通、バルク非晶質合金の最大の直径値（ｄ_max）が１mm以上であると、優秀な非晶質形成能を有する非晶質合金であると言える。
従って、本発明は、表２に示したように、マグネシウムに他の金属元素(銅、ニッケル、亜鉛、アルミニウム、銀、パラジウム、ガドリ二ウム、イットリウム、カルシウム、ネオジウム)を添加して非晶質合金を形成した結果、非晶質形成能を代弁する因子であるΔＴ_x、Ｔ_rg値が夫々２０Ｋ以上、０.５５以上の大きな値を持って、大気中で金属鋳型による鋳造法により鋳造したバルク非晶質合金の最大の直径値（ｄ_max）が５mm以上であるため、非常に優秀な非晶質形成能を持っていることが分かる。

また、実施例１７の合金の場合には、高圧鋳造法(squeeze casting)により鋳造すると、直径１０mmまでバルク非晶質の製造が可能である。
表２に示した実施例のように、造成された試片を分析した結果が添付された図１〜図５に図示されている。
先ず、図１は、本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金の非晶質化挙動をＸ線回折装置を利用して分析した結果を示したもので、マグネシウムを主成分としてガドリ二ウム含量１０原子量％に夫々（ａ）銅含量２５原子量％、（ｂ）アルミニウム含量２５原子量％、（ｃ）ニッケル含量２５原子量％、(d)亜鉛含量２５原子量％である場合を示したグラフである。

図１の（ａ）〜（ｄ）に示したように、典型的な非晶質相に対するハロパターン(halo pattern）が表れることを確認し得るし、結晶相が含まれていることを暗示する回折ピークは観察し得なかった。
図２は、本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金を時差熱分析器（ＤＳＣ、Differential scanning calorimetry）を利用して分析した結果を示したもので、マグネシウムを主成分としてガドリ二ウム含量１０原子量％に夫々（ａ）銅含量２５原子量％、（ｂ）銅含量１５原子量％と銀１０原子量％、（ｃ）銅含量１５原子量％と銀５原子量％及びパラジウム５原子量％である場合を示したグラフである。

図２に示したように、本発明に係るマグネシウム系非晶質合金の非晶質形成能を表す過冷却液体領域区間が全組成領域にわたり２０Ｋ以上であった。
図３は、本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金を時差熱分石器（ＤＴＡ、Differential thermal analysis）を利用して分析した結果を示したもので、マグネシウムを主成分としてガドリ二ウム含量１０原子量％に夫々（ａ）銅含量２５原子量％、（ｂ）銅含量１５原子量％と銀１０原子量％、（ｃ）銅含量１５原子量％と銀５原子量％及びパラジウム５原子量％である場合を示したグラフである。

本発明に係るマグネシウム系非晶質合金は、前記図３に示したように、非晶質形成能の重要な因子の中の一つである溶融温度が８００Ｋ以下の低い値を持っていて、非晶質形成能の他の因子であるＴ_rg値が、普通、優秀なバルク非晶質形成能であると知られているＴ_rg値(０.５５)より高いことが分かる。
図４は、本発明に係る製造されたマグネシウム系非晶質合金のバルク非晶質化挙動をＸ線回折装置を利用して分析した結果を示したもので、マグネシウムを主成分にして銅１５原子量％と銀５原子量％とパラジウム５原子量％及びガドリ二ウム含量１０原子量％である場合を示したグラフである。

図４に示したように、本発明によってマグネシウムに銅１５原子量％とパラジウム５原子量％と銀５原子量％及びガドリ二ウム１０原子量％を添加したマグネシウム系合金は、バルク非晶質化されたことが分かり得るし、最大の直径値１０mmまで良好なバルク非晶質相が形成された。
前記のような結果によって本発明に係るマグネシウム系非晶質合金のバルク非晶質形成能が非常に優秀であることが分かる。
図５は、本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金の中で、Ｍｇ_６５Ｃｕ_１５Ａｇ_１０Ｙ_２Ｇｄ_８の組成から成る１mmの棒状試片に対して機械的特性の中の一つである圧縮試験（compressive test）した結果を示したグラフである。

図５に示したように、本発明のマグネシウム系バルク非晶質合金の圧縮強度は、約１ＧＰａで、既存のマグネシウム合金に比べて３倍以上の圧縮強度を持っている。
このような結果は、本発明に係るマグネシウム系非晶質合金を構造用材料に利用し得ることを意味する。

２．第２実施例
本発明の第２実施例においては、本発明に係るマグネシウム系非晶質合金の延性特性を説明するために表３に示した組成によって色々な種類の合金(実施例１６〜２４、比較例６〜１０）を製造して夫々の機械的特性を確認した。
第２実施例においては、マグネシウム系非晶質合金の機械的特性(圧縮試験）を確認するために、インジェクションキャスティング法により棒状試片を製造した。

即ち、インジェクションキャスティング法を利用して棒状試片を製造するために、合金を構成する組成物を、表３に示したように、組成比に合うように透明石英管の中に装入した後、チャンバーの内部の真空度を２０ｃｍＨｇに調節した後、約７〜９ＫＰａのアルゴン雰囲気の中で高周波誘導加熱により鎔融させて、溶融物が表面の張力により石英管の内部に維持される状態にで、石英管と溶融物とが反応する前に石英管を急速に降下させると同時に、石英管の内部に約５０ＫＰａのアルゴンガスを注入して水冷される銅モールドに充填して４０mmの一定の長さを持った直径１mmの棒状試片を製造した。

前記のように製造された棒状試片に対する圧縮試験は、前記棒状試片を２mmの長さに切って１×１０^-４/sの応力変形率の速度に実験した。
前記のような条件により棒状試片を製造して実験した結果は、表３に示したように、本発明に係る実施例１８〜２７の結果を見ると、マグネシウム含量の増加による非晶質形態、又は競争結晶相の均一な析出による複合材の形態を維持しながら夫々１％以上の優秀な塑性変形の特性を示すことを確認することができた。

本発明の実施例１８〜２７に比べて、比較例６（Ｍｇ_６０Ｃｕ_３５Ｇｄ_５）は、本発明のＡ金属元素の量が３０%を越える場合として、１mm以上のバルク非晶質化が可能であるが、塑性変形無に弾性変形の以後に脆性破壊挙動が表れるという問題点を持っている。
比較例７（Ｍｇ_６０Ｃｕ_２０Ｇｄ_２０）と比較例８（Ｍｇ_５５Ｃｕ_１０Ｎｉ_５Ａｇ_１０Ｇｄ_１０Ｙ_１０）は、本発明のＢ金属元素の量が１５％を越える場合として、１mm以上のバルク非晶質化が可能であるが、塑性変形無に弾性変形の以後に脆性破壊挙動が表れるという問題点を持っている。

比較例９（Ｍｇ_９０Ｙ_１０）は、本発明のＡ金属元素の量が２.５％未満に該当するもので、非晶質化が不可能であった。
比較例１０（Ｍｇ_７０Ｃｕ_１５Ｎｉ_５Ａｇ_１０）は、本発明のＢ金属元素の量が２.５％未満に該当するもので、非晶質化が不可能であった。
以上の結果から分かるように、本発明は、マグネシウム系非晶質合金が高強度を維持しながら優れた延性特性を持つようにすることで、弾性限界以上の応力条件でも抵抗性が優れて破断が起こらないために、実際の応用性が高い高強度、高忍性のマグネシウム非晶質合金を提供する。

表３に示した実施例及び比較例のように造成された試片を分析した結果が添付された図６〜図１０に図示されている。
図６は、本発明のＭｇ-Ｃｕ-Ｇｄ合金系（実施例１８及び比較例７参照）に対して圧縮試験によって得た応力-変形率を示したグラフである。
図６の（ｂ）に示した本発明の実施例１８（Ｍｇ_８０Ｃｕ_１５Ｇｄ_５）は、一般的な結晶質マグネシウム合金で知らされた圧縮強度２００〜３００ＭＰａより約３倍の高強度（８４８ＭＰａ）を示し、５.５２％の破壊延性(fracture elongation）を持つ。

これに比べて、図６の（ａ）に示した比較例７（Ｍｇ_６０Ｃｕ_２０Ｇｄ_２０）は、結晶質マグネシウム合金に比べて相対的に非常に優秀な強度値（７３３ＭＰａ）を持つが、弾性限界の以後に塑性変形無に脆性破壊挙動を示す。このような結果は、本発明の合金設計方法、即ち、マグネシウム結晶質合金の延性特性が発現され得るようにマグネシウム含量を増加させたのが、実際に機械的特性、特に、塑性変形率を向上させることを見せる。
図７は、本発明の実施例１８（Ｍｇ_８０Ｃｕ_１５Ｇｄ_５）に対する時差熱分析の結果である。図７から分かるように、実施例１８は、リボン形態の非晶質合金（melt-spun）とバルク非晶質合金（ｄ＝１mm）間に類似な熱分析挙動、特に、決定化時に発熱される量であるΔH値が殆ど類似な値を持つ。

このような実験の結果は、実施例１８がマグネシウム含量の増加にもかかわらず、単一相の非晶質相であることを意味する。
図８は、実施例１８と比較例７に係る合金の破壊後に破断面に対する走査電子顕微鏡の写真である。
図８から分かるように、図８の（ａ）は、典型的な既存のマグネシウム系非晶質合金に対する脆性破壊断面のイメージを示す。これに比べて、図８の（ｂ）は、塑性変形により形成された渓谷模様（vein pattern）の延性破壊イメージが破断時に発生される抵抗による熱と本発明に係る非晶質合金の溶融温度が低いために、非晶質合金が部分的に溶融された後、再凝固されて形成された歪んだ形状のイメージを見せてあげる。

言い換えると、非晶質合金の何れか一部分に応力が集中すると、該集中された応力は、非晶質合金の内部にせん断帯（shear band）を形成しながら緩和されると知られている。従って、非晶質合金がより優秀な塑性変形特性を表すためには、多重せん断帯(multiple shear bands）の形成が要求されて、塑性変形後に破壊される時に塑性変形の間に緩和された残留応力が瞬間的に熱に変換されて放出される。
そして、非晶質合金は、高温で粘性流動挙動を示すために、瞬間的な発熱による高温条件下で粘性変形により生じた渓谷模様が破断面に形成されるが、特に、本発明のように溶融温度が低い非晶質合金は、破壊時の瞬間的な発熱量により非晶質合金の表面が瞬間的に溶融されてから再凝固されるため、渓谷模様が容易に表れる。

前記のような渓谷模様と表面の溶融の跡は、圧縮応力下で材料が圧縮応力に耐えようとする塑性変形挙動を表すほど、特に、その量がもっと大きいほどよく表れる。反対に、圧縮応力後に非晶質材料の破断面がこのような特性を持つことは、非晶質材料が塑性変形挙動をしたことを反証するものである。
このような結果は、本発明に係る実施例１８の非晶質合金が既存の他のマグネシウム系非晶質合金とは異なって、優れた延性特性を持つことを示す。

図９は、本発明に係る実施例２５（Ｍｇ_８５Ｃｕ_５Ｙ_１０）に対する圧縮試験の応力-変形率を示したグラフである。
図９から分かるように、本発明の実施例２５は、結晶質マグネシウム合金の圧縮強度２００〜３００ＭＰａより約２倍の高強度（５８６ＭＰａ）を示し、特に、既存の他のマグネシウム系非晶質合金の脆性破壊挙動とは異なって、１４.１％の破壊延性（fracture elongation）を持つ。

図１０は、本発明に係る実施例２５に対する光学顕微鏡の写真である。
図１０から分かるように、本発明の実施例２５は、マグネシウム非晶質基地に非晶質形成に対する競争結晶相が均一に混合された状態の複合材の形態を示す。

言い換えると、一般的な非晶質合金は、液相の安全性と結晶相形成の競争過程の状況で液相が安定に維持され得る条件下で非晶質がもっとよく形成されて、競争結晶相がより安定した条件の場合には、系の全体が結晶相に凝固が進行されるが、本発明に係る実施例２２は、図１０に示したように、与えられた冷却速度の条件下で非晶質相が形成される時に内部に競争結晶相が一部析出された形態である（In-situ composite）。

このような結果は、既存の他のマグネシウム系又は一般的な非晶質合金で設計された合金造成に他の元素を添加するか（ex-situ composite）、又はセラミック材料などとの混合によって複合材を構成して塑性変形特性を持つようにする方法と全く相違な方式によるものである。

図１０に示した本発明の実施例２５は、与えられた冷却速度の条件下で大体に非晶質相（図１０の真っ白い部分）が安定した状態で、一部の競争結晶相の析出及び成長（図１０の灰色又は黒い部分）が進行されたもので、優秀な塑性変形特性が持てるようにする。

本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金の非晶質化挙動をＸ線回折装置を利用して分析したもので、マグネシウムを主成分としてガドリ二ウム含量１０原子量％に夫々（ａ）銅含量２５原子量％、（ｂ）アルミニウム含量２５原子量％、（ｃ）ニッケル含量２５原子量％、（ｄ）亜鉛含量２５原子量％である場合を示したグラフである。 本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金を時差熱分石器（ＤＳＣ、Differential scanning calorimetry）を利用して分析した結果であって、マグネシウムを主成分としてガドリ二ウム含量１０原子量％に夫々（ａ）銅含量２５原子量％、（ｂ）銅含量１５原子量％、銀１０原子量％、（ｃ）銅含量１５原子量％、銀５原子量％、パラジウム５原子量％である場合を示したグラフである。 本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金を時差熱分石器（ＤＴＡ、Differential thermal analysis）を利用して分析した結果であって、マグネシウムを主成分としてガドリ二ウム含量１０原子量％に夫々（ａ）銅含量２５原子量％、（ｂ）銅含量１５原子量％、銀１０原子量％、（ｃ）銅含量１５原子量％、銀５原子量％、パラジウム５原子量％である場合を示したグラフである。 本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金のバルク非晶質化挙動をＸ線回折装置を利用して分析したもので、マグネシウムを主成分として銅含量１５原子量％、銀５原子量％、パラジウム５原子量％、ガドリ二ウム含量１０原子量％である場合を示したグラフである。 本発明によって製造されたマグネシウム系非晶質合金の圧縮試験（compressive test）の結果を示したグラフである。 本発明に係る実施例１６（Ｍｇ_８０Ｃｕ_１５Ｇｄ_５）と比較例７（Ｍｇ_６０Ｃｕ_２０Ｇｄ_２０）に対する圧縮試験によって得た応力-変形率を示したグラフである。 本発明に係る実施例１６（Ｍｇ_８０Ｃｕ_１５Ｇｄ_５）に対する時差熱分析の結果を示したグラフである。 （ａ）本発明に係る実施例１６（Ｍｇ_８０Ｃｕ_１５Ｇｄ_５）と（ｂ）比較例７（Ｍｇ_６０Ｃｕ_２０Ｇｄ_２０）の夫々の破壊後の破断面に対する走査電子顕微鏡の写真である。 本発明に係る実施例２２（Ｍｇ_８５Ｃｕ_５Ｙ_１０）に対する圧縮試験の応力-変形率を示したグラフである。 本発明に係る実施例２２（Ｍｇ_８５Ｃｕ_５Ｙ_１０）に対する光学顕微鏡の写真である。

Claims (8)

1. 一般式Ｍｇ_{１００-x-y}Ａ_xＢ_y(x、yは原子量％に夫々２.５≦x≦３０、２.５≦y≦２０)に表示されて、
   前記Ａは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ａｌ、Ａｇ及びＰｄの中から選択された少なくとも１種で、
   前記Ｂは、Ｇｄ、Ｙ、Ｃａ及びＮｄの中から選択された少なくとも１種であることを特徴とする非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。
2. 前記 x、yは、夫々１０≦x≦３０、２.５≦y≦１５であることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能の優れたマグネシウム系非晶質合金。
3. 前記 x、yは、夫々２.５≦x≦２０、２.５≦y≦２０であることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。
4. 前記ＡはＣｕで、前記ＢはＧｄであることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。
5. 前記ＡはＣｕ及びＡｇで、前記ＢはＧｄであることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。
6. 前記ＡはＣｕとＮｉとＺｎ及びＡｇで、前記ＢはＹ及びＧｄであることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。
7. 前記ＡはＺｎで、前記ＢはＣａであることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。
8. 前記ＡはＮｉで、前記ＢはＧｄであることを特徴とする請求項１記載の非晶質形成能と延性の優れたマグネシウム系非晶質合金。