Die vorliegende Erfindung betrifft eine Cu-basierte amorphe Legierung mit einer hohen Glasbildungsfähigkeit, ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften und einem hohen Cu-Gehalt.

Es ist gut bekannt, dass amorphe Feststoffe in verschiedenen Formen, z. B. in Form eines dünnen Bandes, eines Filaments oder eines pulverförmigen oder gekörnten Materials, hergestellt werden können, indem Legierungen in geschmolzenem Zustand schnell erstarrt werden lassen. Ein dünnes Band aus einer amorphen Legierung kann durch verschiedene Verfahren hergestellt werden, z.B. durch ein Einwalzenverfahren, ein Doppelwalzenverfahren, ein In-Rotating-Liquid-Spinnverfahren oder ein Zerstäubungsverfahren, welche für hohe Abkühlungsraten sorgen können. Es wurden demzufolge eine Anzahl von Fe-basierten, Ti-basierten, Co-basierten, Zr-basierten, Ni-basierten, Pd-basierten oder Cu-basierten amorphen Legierungen entwickelt und die Eigenschaften, die für amorphe Legierungen spezifisch sind, z.B. ausgezeichnete mechanische Eigenschaften und eine hohe Korrosionsbeständigkeit, deutlich gemacht. In Bezug auf beispielsweise Cu-basierte amorphe Legierungen richtete sich die Forschung hauptsächlich auf binäre Cu-T- oder Cu-Zr- oder ternäre Cu-Ni-Zr-, Cu-Ag-RE-, Cu-Ni-P-, Cu-Ag-P- oder Cu-Mg-RE-Legierungen.

Diese Cu-basierten amorphen Legierungen weisen eine geringe Glasbildungsfähigkeit auf und demzufolge konnten amorphe Legierungen nur in Form eines dünnen Bandes, eines Pulvers, einer Faser und dergleichen durch ein Flüssigkeitsabschreckverfahren hergestellt werden. Da keine hohe thermische Stabilität gezeigt wird und die Umformung in die Form eines Endprodukts schwierig ist, sind die industriellen Anwendungen davon stark eingeschränkt.

Es ist bekannt, dass eine amorphe Legierung eine hohe Stabilität gegen Kristallisation zeigt, eine hohe Glasbildungsfähigkeit aufweist, wobei die amorphe Legierung einen Glasübergang zeigt, sowie eine große Region der unterkühlten Schmelze und eine hohe reduzierte Glasübergangstemperatur (Tg/Tl) aufweist. Eine solche Bulk-förmige amorphe Legierung kann durch ein Metallformgießverfahren hergestellt werden. Andererseits ist bekannt, dass, wenn eine amorphe Legierung erwärmt wird, vor der Kristallisation ein Übergang in einen Zustand der unterkühlten Schmelze erfolgt und ein abrupter Viskositätsabfall in Bezug auf ein bestimmtes Legierungssystem auftritt. In einem solchen Zustand der unterkühlten Schmelze kann, da die Legierung eine verringerte Viskosität aufweist, ein Formkörper aus einer amorphen Legierung in einer beliebigen Form durch ein geschlossenes Schmiedeverfahren oder dergleichen hergestellt werden. Es kann folglich gesagt werden, dass eine Legierung mit einer großen Region der unterkühlten Schmelze und einer hohen reduzierten Glasübergangstemperatur (Tg/Tl) eine hohe Glasbildungsfähigkeit und eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit aufweist.

Die Erforschung und Entwicklung einer Cu-basierten amorphen Legierung mit großen Abmessungen unter dem Gesichtspunkt einer praktischen Verwendung, anders gesagt, einer Cu-basierten amorphen Legierung mit einer ausgezeichneten Glasbildungsfähigkeit und einem hohen Cu-Gehalt, haben wenig Fortschritte gemacht. Es wurde eine nicht-magnetische Elinvar-Legierung, die für einen elastischen Effektor verwendet wird, erfunden (Patentdokument 1), wobei die Legierung durch die allgemeine Formel Cu_100-a-b-cM_aX_bQ_c dargestellt ist (M stellt wenigstens ein Element von Zr, RE und Ti dar, X stellt wenigstens ein Element von Al, Mg und Ni dar, und Q stellt wenigstens ein Element von Fe, Co, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Au, Ag, Re, Platingruppenelementen, Zn, Cd, Ga, In, Ge, Sn, Sb, Si und B dar). Spezifische Beispiele für Zusammensetzungen beinhalten jedoch nur diejenigen, die Cu in einem geringen Anteil von 40 Atomprozent oder weniger enthalten, und hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften wurde nur über ein Beispiel, bei dem die Vickershärte (20°C Hv) 210 bis 485 beträgt, berichtet. Des Weiteren wurde eine nicht-magnetische Metallglaslegierung, die für Dehnungsmessstreifen verwendet wird, erfunden (Patentdokument 2), wobei die Legierung eine Legierungszusammensetzung aufweist, die ähnlich ist zu dieser.

In 2001 haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung amorphe Cu-basierte Cu-Zr-T- und Cu-Hf-Ti-Legierungen mit einer ausgezeichneten Glasbildungsfähigkeit entwickelt und zum Patent angemeldet (Patentdokument 3). Ferner haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung in 2002 über Cu-basierte Metallgläser mit einer Zugfestigkeit von mehr als 2000 MPa berichtet, welche durch Kupferformgießen in ternären Cu-Zr-T- und Cu-Hf-Ti- und quaternären Cu-Zr-Hf-Ti- und Cu-Zr-Ti-Y-Systemen synthetisiert wurden (Inoue et al., Journal of Non-Crystalline Solids 304: 200–209 (2002)).

• Patentdokument 1: Ungeprüfte japanische Patentanmeldung, Veröffentlichtungs-Nr. 09-20968
• Patentdokument 2: Ungeprüfte japanische Patentanmeldung, Veröffentlichtungs-Nr. 11-61289
• Patentdokument 3: WO 02/053791 A1

Eine amorphe Cu₆₀Zr₄₀-Legierung hat &Dgr;Tx = 55 K. Die mechanischen Eigenschaften, beispielsweise die Druckfestigkeit, sind jedoch nicht befriedigend. Vorzugsweise werden 5 bis 30 Atomprozent Ti als Element zugegeben, um die Glasbildungsfähigkeit zu verbessern. &Dgr;Tx dieser amorphen Cu-Zr-Ti-Legierung beträgt jedoch etwa 30 bis 47 K und es kann deshalb nicht gesagt werden, dass diese Legierung eine ausreichend gute Verarbeitbarkeit aufweist. Obwohl eine amorphe Cu-Hf-Ti- oder Cu-Zr-Hf-Ti-Legierung ein &Dgr;Tx aufweist, das größer ist als dasjenige der amorphen Cu-Zr-Ti-Legierung, ist ein Hf-Metall sehr teuer verglichen mit einem Zr-Metall und deshalb für die praktische Anwendung nicht geeignet.

Es ist demzufolge eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Cu-basierte amorphe Legierung bereitzustellen, die eine höhere Glasbildungsfähigkeit als eine amorphe Cu-Zr-T-Legierung und eine amorphe Cu-Hf-Ti-Legierung sowie eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit und ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist, ohne dabei große Mengen an T zu enthalten, im Gegensatz zu der oben beschriebenen Cu-basierten amorphen Legierung.

Um die oben beschriebenen Probleme zu überwinden, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung an einer optimalen Zusammensetzung der Cu-basierten amorphen Legierung geforscht und als Ergebnis gefunden, dass ein Stab (Blech) aus einer amorphen Phase, der bzw. das eine Region der unterkühlten Schmelze &Dgr;Tx von 45 oder mehr und einen Durchmesser (Dicke) von 1 mm oder mehr aufweist, erhalten werden konnte durch Schmelzen einer Legierung mit einer bestimmten Zusammensetzung, enthaltend Zr und/oder Hf, Al und/oder Ga und als Rest Cu, gefolgt vom Abschrecken zur Erstarrung des flüssigen Zustands, wodurch eine Cu-basierte amorphe Legierung mit einer hohen Glasbildungsfähigkeit sowie einer ausgezeichneten Verarbeitbarkeit und ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften erhalten werden konnte. Infolgedessen wurde die vorliegende Erfindung vollendet.

Eine Cu-basierte amorphe Legierung gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass diese 90 Vol.-% oder mehr einer amorphen Phase enthält, wobei die Legierung eine durch die Formel: Cu_100-a-b (Zr, Hf)_a(Al, Ga)_b dargestellte Zusammensetzung aufweist, wobei a und b auf Atomprozent bezogen sind und 35 ≤ a ≤ 50; 2 ≤ b ≤ 10 genügen, und Cu 50 Atomprozent oder mehr ist, wobei das Temperaturintervall &Dgr;Tx der Region der unterkühlten Schmelze 45 K oder mehr beträgt und das Temperaturintervall durch die Formel &Dgr;Tx = Tx – Tg dargestellt ist, wobei Tx die Kristallisationsinitiationstemperatur darstellt, Tx 770 K oder höher ist und Tg die Glasübergangstemperatur darstellt, und wobei ein durch ein Metallformgießverfahren hergestellter Stab oder ein durch ein Metallformgießverfahren hergestelltes Blech mit einem Durchmesser oder einer Dicke von 1 mm oder mehr eine Druckfestigkeit von 1900 MPa oder höher, einen Youngschen Modul von 100 GPa oder höher und eine Vickershärte von 500 Hv oder höher aufweist.

Ferner ist eine Cu-basierte amorphe Legierung gemäß einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass diese 90 Vol.-% oder mehr einer amorphen Phase enthält, wobei die Legierung eine durch die Formel: Cu_{100-a- b}(Zr, Hf)_a(Al, Ga)_bM_cT_dQ_e dargestellte Zusammensetzung aufweist, wobei M wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe, Ni, Co, Ti, Cr, V, Nb, Mo, Ta, W, Be und Seltenerdmetallen darstellt, T wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ge, Sn, Si und B darstellt, Q wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ag, Pd, Pt und Au, darstellt, a, b, c, d und e auf Atomprozent bezogen sind und 35 ≤ a ≤ 50,2 ≤ b ≤ 10,0 ≤ c ≤ 5, 0 ≤ d ≤ 5, 0 ≤ e ≤ 5, b + c + d + e ≤ 15 genügen, und Cu 50 Atomprozent oder mehr ist, wobei das Temperaturintervall &Dgr;Tx der Region der unterkühlten Schmelze 45 K oder mehr beträgt, und das Temperaturintervall durch die Formel &Dgr;Tx = Tx – Tg dargestellt ist, wobei Tx die Kristallisationsinitiationstemperatur darstellt, Tx 770 K oder höher ist und Tg die Glasübergangstemperatur darstellt, und wobei ein durch ein Metallformgießverfahren hergestellter Stab oder ein durch ein Metallformgießverfahren hergestelltes Blech mit einem Durchmesser oder einer Dicke von 1 mm oder mehr eine Druckfestigkeit von 1900 MPa oder höher, einen Youngschen Modul von 100 GPa oder höher und eine Vickershärte von 500 Hv oder höher aufweist.

In der oben beschriebenen Summenformel bezieht sich (Zr, Hf) auf Zr und/oder Hf, (Al, Ga) bezieht sich auf Al und/oder Ga. Die oben beschriebene Formel: Cu_100-a-b(Zr, Hf)_a(Al, Ga)_b ist deshalb irgendeine der folgenden Formeln:

Cu_100-a-bZr_aAl_b, Cu_100-a-bHf_aAl_b, Cu_100-a-bZr_aGa_b, Cu_100-a-bHf_aGa_b, Cu_100-a-b(Zr+Hf)_aAl_b, Cu_100-a-b(Zr+Hf)_aGa_b, Cu_100-a-b(Zr+Hf)_a(Al+Ga)_b.

Was die erfindungsgemäße Cu-basierte amorphe Legierung betrifft, beträgt das Temperaturintervall &Dgr;Tx der Region der unterkühlten Schmelze 45 K oder mehr, wobei das Temperaturintervall durch die Formel &Dgr;Tx = Tx – Tg dargestellt ist (wobei Tx die Kristallisationsinitiationstemperatur und Tg die Glasübergangstemperatur darstellt), die durch Tg/Tl dargestellte reduzierte Glasübergangstemperatur (wobei Tl die Liquidustemperatur einer Legierung darstellt) 0,57 oder mehr, und ein Stab oder ein Blech mit einem Durchmesser oder einer Dicke von 1 mm oder mehr und einem Volumenanteil von amorpher Phase von 90% oder mehr kann durch ein Metallformgießverfahren hergestellt werden.

In der vorliegenden Beschreibung ist der Ausdruck "Region der unterkühlten Schmelze" durch die Differenz zwischen der Glasübergangstemperatur und der Kristallisationstemperatur definiert, welche durch eine mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 40 K pro Minute durchgeführte Differentialscanningkalorimetrieanalyse bestimmt werden. Die "Region der unterkühlten Schmelze" ist ein Zahlenwert, der ein Maß für den Widerstand gegenüber der Kristallisation, das heißt, für die Stabilität und Verarbeitbarkeit eines amorphen Materials, ist. Die erfindungsgemäßen Legierungen weisen Regionen der unterkühlten Schmelze &Dgr;Tx von 45 K oder mehr auf. In der vorliegenden Beschreibung ist der Ausdruck "reduzierte Glasübergangstemperatur" durch das Verhältnis der Glasübergangstemperatur (Tg) zu der Liquidustemperatur einer Legierung (Tl) definiert, welche durch eine mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 40 K pro Minute durchgeführte Differentialscanningkalorimetrieanalyse bestimmt wird. Die "reduzierte Glasübergangstemperatur" stellt ein Zahlenwert dar, der ein Maß für die Glasbildungsfähigkeit ist.

1 ist ein Diagramm, das DSC-Kurven von amorphen Bulk-Materialien aus ternären Cu-Zr-Al-Legierungen zeigt. 1 ist ein Diagramm, welches die Röntgenbeugungsmuster der amorphen Bulk-Materialien aus den ternären Cu-Zr-Al-Legierungen zeigt. 3 ist ein Diagramm, das die Spannung-Dehnung-Kurven der Bulk-Materialien aus einer amorphen Cu-Zr-Al-Legierung mit einem Durchmesser von 2 mm in einem Druckversuch zeigt.

Die Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend beschrieben. In der erfindungsgemäßen Cu-basierten amorphen Legierung sind Zr und Hf Grundelemente, um ein amorphes Material zu bilden. Die Menge von Zr und Hf beträgt 35 Atomprozent oder mehr und 50 Atomprozent oder weniger, und beträgt insbesondere 40 Atomprozent oder mehr und 45 Atomprozent oder weniger.

Wenn die Menge an Zr und Hf 35 Atomprozent oder mehr beträgt, wird &Dgr;Tx 45 K oder mehr, und die Verarbeitbarkeit ist verbessert. Insbesondere wird, wenn die Menge an Zr 40 Atomprozent oder mehr beträgt, &Dgr;Tx 50 K oder mehr.

Die Elemente Al und Ga sind elementare Elemente der erfindungsgemäßen Legierung und haben insbesondere die Wirkung der signifikanten Erhöhung der Glasbildungsfähigkeit der Cu-(Zr,Hf)-Legierungen. Die Menge der Elemente Al und Ga beträgt 2 Atomprozent oder mehr und 10 Atomprozent oder weniger und beträgt insbesondere 2,5 Atomprozent oder mehr und 9 Atomprozent oder weniger.

Die Menge an Cu beträgt 50 Atomprozent oder mehr und weniger als 63 Atomprozent. Wenn die Menge von Cu weniger als 50 Atomprozent beträgt, ist die Glasbildungsfähigkeit und die Festigkeit verringert. Wenn die Menge an Cu 63 Atomprozent oder mehr wird, ist das Temperaturintervall &Dgr;Tx der Region der unterkühlten Schmelze verringert und die Glasbildungsfähigkeit verringert. Der Bereich beträgt insbesondere 50 Atomprozent oder mehr und 60 Atomprozent oder weniger.

Die Gesamtmenge an Zr, Hf und Cu beträgt 90 Atomprozent oder mehr und 98 Atomprozent oder weniger. Wenn die Gesamtmenge weniger als 90 Atomprozent beträgt, können die gewünschten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht werden. Wenn die Gesamtmenge 98 Atomprozent übersteigt, tritt ein Mangel der Elemente Al und Ga, welche die Glasbildungsfähigkeit erhöhen, auf und dadurch ist die Glasbildungsfähigkeit verringert. Der Bereich beträgt insbesondere 91 Atomprozent oder mehr und 97,5 Atomprozent oder weniger.

Eine Zugabe geringer Mengen von Fe, Ni, Co, T, Cr, V, Nb, Mo, Ta, W oder Seltenerdmetallen zu der oben beschriebenen Grundlegierungszusammensetzung dient der Erhöhung der Festigkeit. Die Glasbildungsfähigkeit ist jedoch verschlechtert. Falls eine Zugabe erfolgt, beträgt die Menge deshalb 5 Atomprozent oder weniger.

Eine Zugabe geringer Mengen der Elemente Ge, Sn, Si, Be oder B vergrößert den Bereich der Region der unterkühlten Schmelze. Die Glasbildungsfähigkeit ist jedoch verschlechtert, wenn die Menge 5 Atomprozent übersteigt. Falls die Zugabe erfolgt, beträgt die Menge deshalb 5 Atomprozent oder weniger.

Des Weiteren ist der Bereich der Region der unterkühlten Schmelze durch Zugabe von bis zu 5 Atomprozent eines Elements Ag, Pd, Au oder Pt vergrößert. Die Glasbildungsfähigkeit ist jedoch verschlechtert, wenn die Menge 5 Atomprozent übersteigt. Falls die Zugabe erfolgt, beträgt die Menge deshalb 5 Atomprozent oder weniger. Die Gesamtmenge dieser zusätzlichen Elemente und die Menge der Elemente Al und Ga, das heißt b + c + d + e in der oben beschriebenen Summenformel, beträgt 15 Atomprozent oder weniger und insbesondere 10 Atomprozent oder weniger. Wenn die Gesamtmenge 15 Atomprozent übersteigt, ist die Glasbildungsfähigkeit in einem unerwünschten Maße verringert.

Die erfindungsgemäße Cu-basierte amorphe Legierung in einem geschmolzenen Zustand kann abgeschreckt und erstarrt werden durch verschiedene bekannte Verfahren, zum Beispiel ein Einwalzenverfahren, ein Zweiwalzenverfahren, ein In-Rotating-Liquid-Spinnverfahren oder ein Zerstäubungsverfahren, und dadurch kann ein amorpher Festkörper in Form eines dünnen Bandes, eines Filaments oder eines Pulvers und gekörnten Materials hergestellt werden. Da die erfindungsgemäße Cu-basierte amorphe Legierung eine hohe Glasbildungsfähigkeit aufweist, kann eine amorphe Legierung in einer beliebigen Form nicht nur durch die oben beschriebenen bekannten Herstellungsverfahren hergestellt werden, sondern auch durch Füllen eines geschmolzenen Metalls in eine Metallform, wie Gießen. Beispielsweise wird in einem typischen Metallformgießverfahren eine Legierung in einer Argonatmosphäre in einem Quarzrohr geschmolzen und das geschmolzene Metall anschließend in eine Kupferform mit einem Ausstoßdruck von 0,5 bis 1,5 kg·f/cm² gefüllt und erstarren gelassen, so dass eine amorphe Bulk-Legierung hergestellt werden kann. Zusätzlich können auch Herstellungsverfahren, zum Beispiel ein Spritzgießverfahren und ein Pressgießverfahren, eingesetzt werden.

Die Beispiele der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend beschrieben. Ausgangslegierungen wurden durch Schmelzen von Materialien mit den in Tabelle 1 (Beispiele 1 bis 22) gezeigten Legierungszusammensetzungen mittels eines Lichtbogenschmelzverfahrens hergestellt. Danach wurden dünne Bandproben von etwa 20 &mgr;m durch ein Einwalzenflüssigabschreckverfahren hergestellt. Anschließend wurde die Glasübergangstemperatur (Tg) und die Kristallisationsinitiationstemperatur (Tx) der dünnen Bandprobe mittels eines Differentialscanningkalorimeters (DSC) gemessen. Die Region der unterkühlten Schmelze (Tx – Tg) wurde anhand dieser Werte berechnet. Die Liquidustemperatur (Tl) wurde mittels einer Differentialthermoanalyse (DTA) gemessen. Die reduzierte Glasübergangstemperatur (Tg/Tl) wurde anhand dieser Werte berechnet. Eine stabförmige Probe mit einem Durchmesser von 1 mm wurde durch das Formgießverfahren hergestellt, und der amorphe Zustand der Probe wurde mittels eines Röntgenbeugungsverfahrens kontrolliert.

Der Volumenanteil (Vf-amo.) der in der Probe enthaltenen amorphen Phase wurde unter Verwendung von DSC durch Vergleich des kalorischen Werts der Probe während der Kristallisation mit demjenigen eines vollständig amorphen dünnen Bandes mit einer Dicke von etwa 20 &mgr;m bestimmt. Diese Auswertungsergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. Des Weiteren wurde ein Druckprüfstück hergestellt. Ein Druckversuch wurde mit einer Prüfmaschine vom Instron-Typ durchgeführt, und die Druckfestigkeit (&sgr;f) und der Youngsche Modul (E) wurden bestimmt. Die Vickershärte (Hv) wurde gemessen. Die Messergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.

1 zeigt DSC-Kurven von amorphen Bulk-Materialien von Cu-Zr-Al-Legierungen. 2 zeigt Röntgenbeugungsmuster. 3 zeigt die Spannung-Dehnung-Kurven, die auf dem Druckversuch der amorphen Bulk-Materialien der Cu-Zr-Al-Legierungen beruhen.

Wie aus Tabelle 1 in Bezug auf die amorphe Legierung jedes Beispiels ersichtlich, weist die amorphe Cu-Hf- oder die amorphe Cu-Zr-Hf-Legierung ein großes &Dgr;Tx von 50 K oder mehr auf, selbst die amorphe Cu-Zr-Legierung weist ein &Dgr;Tx von 45 K oder mehr auf, sowie eine reduzierte Glasübergangstemperatur von 0,57 oder mehr auf, und ein Stab aus einer amorphen Legierungs mit einem Durchmesser von 1 mm konnte leicht hergestellt werden.

Andererseits weisen die Legierungen der Vergleichsbeispiele 1 und 2, bei denen (Al, Ga) 10 Atomprozent beträgt, während (Zr, Hf) weniger als 35 Atomprozent ist, keine hohe Glasbildungsfähigkeit auf, und es wurde keine stabförmige amorphe Legierung mit einem Durchmesser von 1 mm erzeugt.

Die Legierung des Vergleichsbeispiels 3, in dem die Menge von Ni 5 Atomprozent übersteigt, wies keine hohe Glasbildungsfähigkeit auf, und es wurde keine stabförmige amorphe Legierung mit einem Durchmesser von 1 mm erzeugt. In der Legierung des Vergleichsbeispiels 4 kommt weder ein Grundelement (Zr, Hf) vor, noch wurde eine stabförmige amorphe Legierung mit einem Durchmesser von 1 mm erzeugt. In den Legierungen der Vergleichsbeispiele 5 und 6 kommen keine elementare Elemente (Al, Ga) vor. Obwohl eine stabamorphförmige Legierung mit einem Durchmesser von 1 mm erzeugt wurde, beträgt die Region der unterkühlten Schmelze weniger als 45 K, und eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit wird nicht gezeigt.

In den Legierungen der Vergleichsbeispiele 7 und 8 beträgt Zr 35 Atomprozent oder mehr, die Region der unterkühlten Schmelze 45 K oder mehr, und es wird eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit gezeigt. Die Druckfestigkeit ist jedoch gering.

In der Legierung des Vergleichsbeispiels 9 ist die reduzierte Glasübergangstemperatur Tg/Tl, wenn Ti 5 Atomprozent übersteigt, signifikant verringert und folglich wurde keine stabförmige amorphe Legierung mit einem Durchmesser von 1 mm erzeugt.

Wie aus Tabelle 2 ersichtlich, weist die amorphe Legierung jedes Beispiels eine Druckbruchfestigkeit (&sgr;f : MPa) von mindestens 1921 und maximal 2412, eine Härte (Raumtemperatur Vickershärte: Hv) von mindestens 546 und maximal 698, und einen Youngschen Modul (E : GPa) von mindestens 103 und maximal 140 auf, so dass eine Druckbruchfestigkeit von 1900 MPa oder höher, eine Vickershärte von 500 Hv oder höher, und ein Youngscher Modul von 100 GPa oder höher gezeigt werden.

Wie oben beschrieben, können mit den erfindungsgemäßen Cu-basierten Legierungszusammensetzungen stabförmige Proben von 1 mm oder mehr leicht durch das Formgießverfahren hergestellt werden.