JP2000119826A - 非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 - Google Patents
非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型Info
- Publication number
- JP2000119826A JP2000119826A JP1249099A JP1249099A JP2000119826A JP 2000119826 A JP2000119826 A JP 2000119826A JP 1249099 A JP1249099 A JP 1249099A JP 1249099 A JP1249099 A JP 1249099A JP 2000119826 A JP2000119826 A JP 2000119826A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- atomic
- soft magnetic
- cavity
- molten metal
- amorphous soft
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 軟磁気特性に優れて形状が大きい非晶質軟磁
性合金射出成形体を提供し、また、非晶質軟磁性合金射
出成形体からなる磁性部品を提供し、更に、非晶質軟磁
性合金射出成形体の製造方法を提供する。 【解決手段】ΔＴx＝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。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属ガ
ラス合金の溶湯が、成形金型２１のキャビティ２２に射
出されて成形されてなることを特徴とする非晶質軟磁性
合金射出成形体１１及びその製造方法を採用する。
性合金射出成形体を提供し、また、非晶質軟磁性合金射
出成形体からなる磁性部品を提供し、更に、非晶質軟磁
性合金射出成形体の製造方法を提供する。 【解決手段】ΔＴx＝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。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属ガ
ラス合金の溶湯が、成形金型２１のキャビティ２２に射
出されて成形されてなることを特徴とする非晶質軟磁性
合金射出成形体１１及びその製造方法を採用する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質軟磁性合金
射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法に関するものである。
射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】トランスやチョークコイル、磁気センサ
などに用いられる磁気部品として、コアロスが小さく角
形比が高いＣｏ基非晶質軟磁性合金の薄帯、若しくは飽
和磁束密度と最大透磁率が高いＦｅ基非晶質軟磁性合金
の薄帯を、トロイダル状に巻回してなる磁心本体や、所
定の形状に打ち抜いたものを積層してなる磁心本体を備
えた積層磁心が提案されている。
などに用いられる磁気部品として、コアロスが小さく角
形比が高いＣｏ基非晶質軟磁性合金の薄帯、若しくは飽
和磁束密度と最大透磁率が高いＦｅ基非晶質軟磁性合金
の薄帯を、トロイダル状に巻回してなる磁心本体や、所
定の形状に打ち抜いたものを積層してなる磁心本体を備
えた積層磁心が提案されている。
【０００３】ところで、上述の薄帯を巻回、若しくは積
層してなる磁心においては、薄帯の表面の凹凸のため
に、隣り合う薄帯の間に３μｍ程度の隙間が生じて、こ
の隙間への漏れ磁束が大きいために、コアロスが大きく
なるという欠点があった。加えて、隙間の存在は磁心に
おける薄帯の占積率を低下させ、磁心が大型化してしま
うという問題を生じさせる。そこで、上述の欠点を解消
するために、薄帯を粉砕して得た原料粉末を焼結してバ
ルク状に固化成形する方法が開発されているが、焼結の
際に原料粉末が結晶化しないように比較的低温で焼結し
なければならないため、高密度の磁心が得られず、コア
ロスが大きくなるという欠点があった。
層してなる磁心においては、薄帯の表面の凹凸のため
に、隣り合う薄帯の間に３μｍ程度の隙間が生じて、こ
の隙間への漏れ磁束が大きいために、コアロスが大きく
なるという欠点があった。加えて、隙間の存在は磁心に
おける薄帯の占積率を低下させ、磁心が大型化してしま
うという問題を生じさせる。そこで、上述の欠点を解消
するために、薄帯を粉砕して得た原料粉末を焼結してバ
ルク状に固化成形する方法が開発されているが、焼結の
際に原料粉末が結晶化しないように比較的低温で焼結し
なければならないため、高密度の磁心が得られず、コア
ロスが大きくなるという欠点があった。
【０００４】そこで、これら非晶質合金の溶湯を所定の
鋳型に充填して固化成形するいわゆる鋳造法により非晶
質軟磁性合金の鋳造体を製造することが検討されてい
る。図１５には、従来の非晶質軟磁性合金鋳造体の製造
方法を示す。図１５における符号１は非晶質軟磁性合金
の溶湯を射出する溶湯ノズルを示し、符号２は鋳型を示
し、符号３は鋳型２内に形成された略管状のキャビティ
を示し、符号４は鋳型２の表面に漏斗状に形成された湯
口を示す。この非晶質軟磁性合金鋳造体の製造方法は、
非晶質軟磁性合金の溶湯を溶湯ノズル１からキャビティ
４内に充填し、溶湯をキャビティ４内で固化成形するこ
とにより、棒状の非晶質鋳造体を製造するものである。
鋳型に充填して固化成形するいわゆる鋳造法により非晶
質軟磁性合金の鋳造体を製造することが検討されてい
る。図１５には、従来の非晶質軟磁性合金鋳造体の製造
方法を示す。図１５における符号１は非晶質軟磁性合金
の溶湯を射出する溶湯ノズルを示し、符号２は鋳型を示
し、符号３は鋳型２内に形成された略管状のキャビティ
を示し、符号４は鋳型２の表面に漏斗状に形成された湯
口を示す。この非晶質軟磁性合金鋳造体の製造方法は、
非晶質軟磁性合金の溶湯を溶湯ノズル１からキャビティ
４内に充填し、溶湯をキャビティ４内で固化成形するこ
とにより、棒状の非晶質鋳造体を製造するものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来の非晶質
軟磁性合金鋳造体の製造方法においては、鋳造体の組織
を非晶質相とするために、キャビティに充填した溶湯を
急冷する必要があるが、溶湯が急冷されると溶湯の粘度
が急激に増大して溶湯の流動性が低下し、キャビティへ
溶湯を充填する途中で溶湯が固化してしまい、充分な量
の溶湯をキャビティに充填できなくなって形状の大きな
鋳造体が製造できないという課題があった。上記課題を
解決する手段としては、キャビティの内容積を大きくし
てキャビティ内での溶湯の流れを円滑にすることにより
キャビティに溶湯を充填しやすくすることが有効である
が、この場合には溶湯の急冷が困難になって結晶質相が
析出し、非晶質相を形成することができないという課題
があった。
軟磁性合金鋳造体の製造方法においては、鋳造体の組織
を非晶質相とするために、キャビティに充填した溶湯を
急冷する必要があるが、溶湯が急冷されると溶湯の粘度
が急激に増大して溶湯の流動性が低下し、キャビティへ
溶湯を充填する途中で溶湯が固化してしまい、充分な量
の溶湯をキャビティに充填できなくなって形状の大きな
鋳造体が製造できないという課題があった。上記課題を
解決する手段としては、キャビティの内容積を大きくし
てキャビティ内での溶湯の流れを円滑にすることにより
キャビティに溶湯を充填しやすくすることが有効である
が、この場合には溶湯の急冷が困難になって結晶質相が
析出し、非晶質相を形成することができないという課題
があった。
【０００６】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、軟磁気特性に優れて形状が大きい
非晶質軟磁性合金射出成形体を提供し、また、非晶質軟
磁性合金射出成形体からなる磁性部品を提供し、更に、
非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法を提供すること
を目的とする。
されたものであって、軟磁気特性に優れて形状が大きい
非晶質軟磁性合金射出成形体を提供し、また、非晶質軟
磁性合金射出成形体からなる磁性部品を提供し、更に、
非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法を提供すること
を目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の非晶質
軟磁性合金射出成形体は、ΔＴx＝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
式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上
である金属ガラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティ
に射出されて成形されてなることを特徴とする。また、
本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体は、前記溶湯が前
記成形金型内で２以上の方向に分流されて前記キャビテ
ィに射出されて成形されてなることを特徴とする。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の非晶質
軟磁性合金射出成形体は、ΔＴx＝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
式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上
である金属ガラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティ
に射出されて成形されてなることを特徴とする。また、
本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体は、前記溶湯が前
記成形金型内で２以上の方向に分流されて前記キャビテ
ィに射出されて成形されてなることを特徴とする。
【０００８】また、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であっ
て、前記金属ガラス合金が、次の組成で表されるもので
あることを特徴とする。即ち、Ａｌ：１〜１０原子％、
Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以下、Ｃ：７
原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓｉ：１５原子％以
下、Ｆｅ：残部である。また、上記Ｓｉの添加量は、
１．５〜３．５原子％であることが好ましい。また、本
発明のおいて、原子％におけるＳｉとＰの比率を０．１
１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８とすると比較的大き
な形状の射出成形体が得られる点で好ましい。また、上
記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよ
く、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち
少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよ
く、０〜１０原子％のＮｉと０〜３０原子％のＣｏのう
ち少なくとも一方が含有されていてもよい。
体は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であっ
て、前記金属ガラス合金が、次の組成で表されるもので
あることを特徴とする。即ち、Ａｌ：１〜１０原子％、
Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以下、Ｃ：７
原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓｉ：１５原子％以
下、Ｆｅ：残部である。また、上記Ｓｉの添加量は、
１．５〜３．５原子％であることが好ましい。また、本
発明のおいて、原子％におけるＳｉとＰの比率を０．１
１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８とすると比較的大き
な形状の射出成形体が得られる点で好ましい。また、上
記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有されていてもよ
く、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち
少なくとも１種以上が０〜７原子％含有されていてもよ
く、０〜１０原子％のＮｉと０〜３０原子％のＣｏのう
ち少なくとも一方が含有されていてもよい。
【０００９】更に、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であっ
て、前記金属ガラス合金が、次の組成で表されるもので
あることを特徴とする。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。上記のｘは、８原子
％≦ｘ≦３０原子％であることが好ましく、１４原子％
≦ｘ≦２１原子％でることがより好ましい。また、Ｍが
（Ｍ’1-cＭ''c）で表され、Ｍ’はＺｒ、Ｈｆのうちの
１種または２種、Ｍ''はＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの
うちの１種または２種以上であり、ｃは０．２≦ｃ≦１
であることが好ましい。
体は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であっ
て、前記金属ガラス合金が、次の組成で表されるもので
あることを特徴とする。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。上記のｘは、８原子
％≦ｘ≦３０原子％であることが好ましく、１４原子％
≦ｘ≦２１原子％でることがより好ましい。また、Ｍが
（Ｍ’1-cＭ''c）で表され、Ｍ’はＺｒ、Ｈｆのうちの
１種または２種、Ｍ''はＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの
うちの１種または２種以上であり、ｃは０．２≦ｃ≦１
であることが好ましい。
【００１０】更に、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であっ
て、前記金属ガラス合金が、次の組成で表されるもので
あることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。また、前記の（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）
100-x-yＤxＢyなる組成式において、０.０４２≦ａ≦
０.２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなる
ものであっても良い。
体は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であっ
て、前記金属ガラス合金が、次の組成で表されるもので
あることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。また、前記の（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）
100-x-yＤxＢyなる組成式において、０.０４２≦ａ≦
０.２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなる
ものであっても良い。
【００１１】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体は、
先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であって、前記
金属ガラス合金が、次の組成で表されるものであること
を特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。また、前記の（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-z
ＤxＢyＸzなる組成式において、０.０４２≦ａ≦０.２
９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなるもので
あっても良い。
先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体であって、前記
金属ガラス合金が、次の組成で表されるものであること
を特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。また、前記の（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-z
ＤxＢyＸzなる組成式において、０.０４２≦ａ≦０.２
９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなるもので
あっても良い。
【００１２】また、本発明の磁気部品は、円環状の成形
されて、上記に記載の特徴を具備してなるものである。
されて、上記に記載の特徴を具備してなるものである。
【００１３】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法は、ΔＴx＝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。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属ガラ
ス合金の溶湯を、溶湯ノズルから成形金型のキャビティ
に射出し、前記成形金型内で前記溶湯を少なくとも２方
向以上に分流して該キャビティに前記溶湯を充填し、前
記溶湯を冷却することを特徴とする。
造方法は、ΔＴx＝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。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属ガラ
ス合金の溶湯を、溶湯ノズルから成形金型のキャビティ
に射出し、前記成形金型内で前記溶湯を少なくとも２方
向以上に分流して該キャビティに前記溶湯を充填し、前
記溶湯を冷却することを特徴とする。
【００１４】また、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法であって、前記成形金型が、前記キャビテ
ィと前記キャビティに連通して前記溶湯を前記キャビテ
ィに導く湯道とを備え、前記キャビティが前記湯道の終
端から２以上の方向に分岐するようにして構成され、前
記溶湯は、前記湯道の終端において２以上の方向に分流
して前記キャビティに充填されることを特徴とする。
体の製造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法であって、前記成形金型が、前記キャビテ
ィと前記キャビティに連通して前記溶湯を前記キャビテ
ィに導く湯道とを備え、前記キャビティが前記湯道の終
端から２以上の方向に分岐するようにして構成され、前
記溶湯は、前記湯道の終端において２以上の方向に分流
して前記キャビティに充填されることを特徴とする。
【００１５】更に、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法であって、前記キャビティにより成形され
たキャビティ成形部と前記湯道により成形された湯道成
形部とを具備し、かつ前記キャビティ成形部が前記湯道
成形部から２以上の方向に分岐されてなる射出成形前駆
体を形成し、前記射出成形前駆体の前記湯道成形部を除
去してなることを特徴とする。更にまた、本発明の非晶
質軟磁性合金射出成形体の製造方法は、先に記載の非晶
質軟磁性合金射出成形体の製造方法であって、前記キャ
ビティが、円環状とされたことを特徴とする。本発明の
非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法は、先に記載の
非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法であって、前記
溶湯ノズルの先端を前記湯道の先端に当接して前記溶湯
ノズルにより前記成形金型を加熱した後に、前記キャビ
ティに前記溶湯を射出することを特徴とする。また、前
記溶湯ノズルから前記成形金型の前記キャビティに溶湯
を射出した後に、前記溶湯ノズルの先端を前記湯道の先
端に当接した状態で保持することが好ましい。
体の製造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法であって、前記キャビティにより成形され
たキャビティ成形部と前記湯道により成形された湯道成
形部とを具備し、かつ前記キャビティ成形部が前記湯道
成形部から２以上の方向に分岐されてなる射出成形前駆
体を形成し、前記射出成形前駆体の前記湯道成形部を除
去してなることを特徴とする。更にまた、本発明の非晶
質軟磁性合金射出成形体の製造方法は、先に記載の非晶
質軟磁性合金射出成形体の製造方法であって、前記キャ
ビティが、円環状とされたことを特徴とする。本発明の
非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法は、先に記載の
非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法であって、前記
溶湯ノズルの先端を前記湯道の先端に当接して前記溶湯
ノズルにより前記成形金型を加熱した後に、前記キャビ
ティに前記溶湯を射出することを特徴とする。また、前
記溶湯ノズルから前記成形金型の前記キャビティに溶湯
を射出した後に、前記溶湯ノズルの先端を前記湯道の先
端に当接した状態で保持することが好ましい。
【００１６】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。即ち、Ａｌ：１
〜１０原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子
％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓ
ｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部である。
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。即ち、Ａｌ：１
〜１０原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子
％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓ
ｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部である。
【００１７】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw ただし、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw ただし、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。
【００１８】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。
【００１９】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。
造方法は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法であって、前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。
【００２０】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の成
形金型は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体を製
造する際に用いる成形金型であり、円環状のキャビティ
と、前記キャビティに連通する湯道とを少なくとも具備
してなり、少なくとも前記キャビティは、前記非晶質軟
磁性合金射出成形体の外周面及び内周面をそれぞれ成形
する外周型面及び内周型面により構成され、前記湯道が
前記外周型面から前記キャビティの放射方向に向けて延
在されていることを特徴とする。
形金型は、先に記載の非晶質軟磁性合金射出成形体を製
造する際に用いる成形金型であり、円環状のキャビティ
と、前記キャビティに連通する湯道とを少なくとも具備
してなり、少なくとも前記キャビティは、前記非晶質軟
磁性合金射出成形体の外周面及び内周面をそれぞれ成形
する外周型面及び内周型面により構成され、前記湯道が
前記外周型面から前記キャビティの放射方向に向けて延
在されていることを特徴とする。
【００２１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
を参照して説明する。本発明の非晶質軟磁性合金射出成
形体は、ΔＴx＝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。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属ガラ
ス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出されて成
形されてなるものである。本発明の非晶質軟磁性合金射
出成形体の形状としては、例えば図１、図６、図９及び
図１２〜図１４に示すように、円環状の射出成形体１１
（図１）、棒状の射出成形体１２（図６）、平面視略Ｅ
字状の射出成形体１３（図９）、平面視略Ｃ字状の射出
成形体１４（図１２）、平面視略Ｈ字状の射出成形体１
５（図１３）、いわゆるポット状の射出成形体１６（図
１４）等を例示できる。
を参照して説明する。本発明の非晶質軟磁性合金射出成
形体は、ΔＴx＝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。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属ガラ
ス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出されて成
形されてなるものである。本発明の非晶質軟磁性合金射
出成形体の形状としては、例えば図１、図６、図９及び
図１２〜図１４に示すように、円環状の射出成形体１１
（図１）、棒状の射出成形体１２（図６）、平面視略Ｅ
字状の射出成形体１３（図９）、平面視略Ｃ字状の射出
成形体１４（図１２）、平面視略Ｈ字状の射出成形体１
５（図１３）、いわゆるポット状の射出成形体１６（図
１４）等を例示できる。
【００２２】これらの非晶質軟磁性合金射出成形体１１
〜１６は、いずれも過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０
Ｋ以上である金属ガラス合金からなるものであり、この
金属ガラス合金は、組成によってはΔＴxが４０Ｋ以
上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、
これまでの知見から知られる他の合金からは全く予期さ
れないものであり、軟磁性についても室温で優れた特性
を有しており、これまでの知見に見られない全く新規な
ものである。本発明に係る金属ガラス合金は、過冷却液
体の温度間隔ΔＴxが大きいために、溶融状態から冷却
するとき、結晶化開始温度Ｔxの低温側に広い過冷却液
体領域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴って
この過冷却液体領域の温度幅ΔＴxを経過したときに、
ガラス遷移温度Ｔgに至って非晶質相を容易に形成す
る。従って、冷却速度が比較的遅くても充分に非晶質相
を形成することが可能であり、溶湯を成形金型に射出し
て成形しても、非晶質相を主体とする射出成形体が得ら
れる。
〜１６は、いずれも過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０
Ｋ以上である金属ガラス合金からなるものであり、この
金属ガラス合金は、組成によってはΔＴxが４０Ｋ以
上、さらには５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、
これまでの知見から知られる他の合金からは全く予期さ
れないものであり、軟磁性についても室温で優れた特性
を有しており、これまでの知見に見られない全く新規な
ものである。本発明に係る金属ガラス合金は、過冷却液
体の温度間隔ΔＴxが大きいために、溶融状態から冷却
するとき、結晶化開始温度Ｔxの低温側に広い過冷却液
体領域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴って
この過冷却液体領域の温度幅ΔＴxを経過したときに、
ガラス遷移温度Ｔgに至って非晶質相を容易に形成す
る。従って、冷却速度が比較的遅くても充分に非晶質相
を形成することが可能であり、溶湯を成形金型に射出し
て成形しても、非晶質相を主体とする射出成形体が得ら
れる。
【００２３】上記の金属ガラス合金の一例として、Ｆｅ
を主成分とし、他の金属と半金属とを含有したものを挙
げることができる。このうち半金属元素としては、Ｐと
Ｓｉが必ず用いられ、しかもＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少な
くとも１種以上の元素が用いられる。このとき原子％に
おけるＳｉとＰの比率は、０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦
０．４を満たしており、好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓ
ｉ＋Ｐ）≦０．３５であり、より好ましくは０．１１＜
Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８である。他の金属とは、
ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも
１種のものが好適に用いられる。例えば、Ａｌ、Ｇａ、
Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上の元素が用い
られる。
を主成分とし、他の金属と半金属とを含有したものを挙
げることができる。このうち半金属元素としては、Ｐと
Ｓｉが必ず用いられ、しかもＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少な
くとも１種以上の元素が用いられる。このとき原子％に
おけるＳｉとＰの比率は、０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦
０．４を満たしており、好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓ
ｉ＋Ｐ）≦０．３５であり、より好ましくは０．１１＜
Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８である。他の金属とは、
ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも
１種のものが好適に用いられる。例えば、Ａｌ、Ｇａ、
Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上の元素が用い
られる。
【００２４】より具体的に例示すると、Ａｌ：１〜１０
原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以
下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓｉ：１
５原子％以下、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含
有されていても良い金属ガラス合金が挙げられる。この
ようにＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系の金属ガラスに
Ｓｉを添加し、しかもＳｉのＰに対する添加比率が０＜
Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たすようにすることに
より、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ 、非晶質
単相となるバルクの大きさを増大させることができる。
その結果、室温で優れた軟磁気特性を有してバルク状の
金属ガラス合金からなる軟磁性合金射出成形体の形状を
より大きくすることが可能となる。Ｓｉの含有量が多す
ぎると過冷却液体領域ΔＴxが消滅するので、１５％以
下が好ましい。上記Ｓｉの添加量は、原子％で１．５〜
３．５％であることが好ましい。
原子％、Ｇａ：０．５〜４原子％、Ｐ：１５原子％以
下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２〜１０原子％、Ｓｉ：１
５原子％以下、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含
有されていても良い金属ガラス合金が挙げられる。この
ようにＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系の金属ガラスに
Ｓｉを添加し、しかもＳｉのＰに対する添加比率が０＜
Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たすようにすることに
より、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ 、非晶質
単相となるバルクの大きさを増大させることができる。
その結果、室温で優れた軟磁気特性を有してバルク状の
金属ガラス合金からなる軟磁性合金射出成形体の形状を
より大きくすることが可能となる。Ｓｉの含有量が多す
ぎると過冷却液体領域ΔＴxが消滅するので、１５％以
下が好ましい。上記Ｓｉの添加量は、原子％で１．５〜
３．５％であることが好ましい。
【００２５】上記Ｐの添加量は、原子％で７〜９％が好
ましく、より好ましくは５〜８％である。また、上記Ｃ
の添加量は、原子％で２〜７％であることがより好まし
い。また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有され
ていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及び
Ｃｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有され
ていてもよく、０〜１０原子％のＮｉと０〜３０原子％
のＣｏのうち少なくとも一方が含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明におい
ては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、３５Ｋ以上、組
成によっては５０Ｋ以上が得られる。
ましく、より好ましくは５〜８％である。また、上記Ｃ
の添加量は、原子％で２〜７％であることがより好まし
い。また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下含有され
ていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及び
Ｃｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％含有され
ていてもよく、０〜１０原子％のＮｉと０〜３０原子％
のＣｏのうち少なくとも一方が含有されていてもよい。
これらのいずれの場合の組成においても、本発明におい
ては、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、３５Ｋ以上、組
成によっては５０Ｋ以上が得られる。
【００２６】また、金属ガラス合金の他の例として、Ｃ
ｏを主成分とし、以下の組成式で表されるものを用いる
ことができる。即ち、 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。
ｏを主成分とし、以下の組成式で表されるものを用いる
ことができる。即ち、 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。
【００２７】上記の組成の金属ガラス合金の構成元素
は、上記の組成式で示されるように、一体となって非晶
質でかつ軟磁性を有する合金を形成し、それぞれの元素
群は下記の特性に寄与していると考えられる。 Ｃｏ ：合金の基となり磁性を担う。 Ｔ群 ：これも磁性を担う元素であるが、特にＦｅが８
原子％以上配合されるとガラス遷移温度Ｔgが生ずるよ
うになり、過冷却液体状態が得易くなる。ただし３０原
子％を越えると磁歪が１×１０-6より大となり好ましく
ない。 Ｍ群 ：過冷却液体領域の温度幅ΔＴxを拡大する効果
があり、非晶質を形成し易くする。配合量が５原子％未
満ではガラス遷移温度Ｔgが出現しなくなり好ましくな
い。また、１５原子％を越えると磁気特性が低下し、特
に、磁化が低下するため好ましくない。 Ｌ群：合金の耐食性を向上する効果がある。ただし、１
０原子％を越えて多量に配合すると磁気特性や非晶質形
成性を劣化させるので好ましくない。 Ｂ ：高い非晶質形成能を有すると共に、１５原子％
〜２２原子％の配合によって比抵抗を増大させ、かつ熱
安定性を高める効果がある。配合量は、１５原子％未満
では非晶質形成能が不十分でΔＴxが減少または消滅す
る。また２２原子％を越えると磁気特性を劣化させるの
で好ましくない。
は、上記の組成式で示されるように、一体となって非晶
質でかつ軟磁性を有する合金を形成し、それぞれの元素
群は下記の特性に寄与していると考えられる。 Ｃｏ ：合金の基となり磁性を担う。 Ｔ群 ：これも磁性を担う元素であるが、特にＦｅが８
原子％以上配合されるとガラス遷移温度Ｔgが生ずるよ
うになり、過冷却液体状態が得易くなる。ただし３０原
子％を越えると磁歪が１×１０-6より大となり好ましく
ない。 Ｍ群 ：過冷却液体領域の温度幅ΔＴxを拡大する効果
があり、非晶質を形成し易くする。配合量が５原子％未
満ではガラス遷移温度Ｔgが出現しなくなり好ましくな
い。また、１５原子％を越えると磁気特性が低下し、特
に、磁化が低下するため好ましくない。 Ｌ群：合金の耐食性を向上する効果がある。ただし、１
０原子％を越えて多量に配合すると磁気特性や非晶質形
成性を劣化させるので好ましくない。 Ｂ ：高い非晶質形成能を有すると共に、１５原子％
〜２２原子％の配合によって比抵抗を増大させ、かつ熱
安定性を高める効果がある。配合量は、１５原子％未満
では非晶質形成能が不十分でΔＴxが減少または消滅す
る。また２２原子％を越えると磁気特性を劣化させるの
で好ましくない。
【００２８】この金属ガラス合金は、先の金属ガラス合
金と同様にガラス遷移温度Ｔgを有し、このガラス遷移
温度Ｔgと結晶化開始温度Ｔxとの差、すなわち、ΔＴx
＝Ｔx−Ｔg（式中、Ｔxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス
遷移温度である）の式で表される過冷却液体領域の温度
幅ΔＴxが、２０Ｋ以上とされていることが好ましい。
金と同様にガラス遷移温度Ｔgを有し、このガラス遷移
温度Ｔgと結晶化開始温度Ｔxとの差、すなわち、ΔＴx
＝Ｔx−Ｔg（式中、Ｔxは結晶化開始温度、Ｔgはガラス
遷移温度である）の式で表される過冷却液体領域の温度
幅ΔＴxが、２０Ｋ以上とされていることが好ましい。
【００２９】前記の組成式で示されるＣｏを主成分とす
る金属ガラス合金において、特に、ｘが１４原子％≦ｘ
≦２１原子％であるとき、過冷却液体領域の温度幅ΔＴ
xが２０Ｋ以上と広いものが好適に得られる。上記Ｍ群
元素のうちでもＺｒもしくはＨｆが好ましく、特にＺｒ
が有効であり、その一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ
のうち１種または２種以上の元素と置換することがで
き、その場合の前記Ｍは、（Ｍ’1-cＭ''c）で表され
る。このとき、Ｍ’は、ＺｒもしくはＨｆ、またはＺｒ
とＨｆを両方含んでいる元素である。また、Ｍ''はＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏのうちの１種または２種以上
の元素であり、この中でもＮｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏが好ま
しい。置換する場合の組成比ｃは、０．２≦ｃ≦１の範
囲、より好ましくは０．２≦ｃ≦０．８の範囲である
と、過冷却液体領域の温度幅ΔＴxを拡大することがで
きる。このようにＭ’の一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、
Ｍｏのうち１種または２種以上の元素と置換されている
場合は、Ｆｅの配合量ｘが８以下と少ない場合であって
もＴgを有しており、ΔＴxを認めることができる。
る金属ガラス合金において、特に、ｘが１４原子％≦ｘ
≦２１原子％であるとき、過冷却液体領域の温度幅ΔＴ
xが２０Ｋ以上と広いものが好適に得られる。上記Ｍ群
元素のうちでもＺｒもしくはＨｆが好ましく、特にＺｒ
が有効であり、その一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ
のうち１種または２種以上の元素と置換することがで
き、その場合の前記Ｍは、（Ｍ’1-cＭ''c）で表され
る。このとき、Ｍ’は、ＺｒもしくはＨｆ、またはＺｒ
とＨｆを両方含んでいる元素である。また、Ｍ''はＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏのうちの１種または２種以上
の元素であり、この中でもＮｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏが好ま
しい。置換する場合の組成比ｃは、０．２≦ｃ≦１の範
囲、より好ましくは０．２≦ｃ≦０．８の範囲である
と、過冷却液体領域の温度幅ΔＴxを拡大することがで
きる。このようにＭ’の一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、
Ｍｏのうち１種または２種以上の元素と置換されている
場合は、Ｆｅの配合量ｘが８以下と少ない場合であって
もＴgを有しており、ΔＴxを認めることができる。
【００３０】特に低磁歪性のＣｏ基金属ガラス合金が求
められる場合には、前記の組成式においてＴ群（Ｆｅお
よび／またはＮｉ）の配合量ｘを０原子％〜２０原子％
の範囲内とすることが好ましい。これによってΔＴxを
広くすることができる。磁歪の絶対値を１０×１０-6よ
り小さくすることができる。また、Ｔ群の配合量ｘを０
原子％〜８原子％の範囲内とすることが好ましい。これ
によって、磁歪の絶対値を５×１０-6より小さくするこ
とができる。さらに、Ｔ群の配合量ｘは、０原子％〜３
原子％の範囲内にされることがより好ましく。これによ
って磁歪の絶対値が１×１０-6より小さくすることがで
きる。
められる場合には、前記の組成式においてＴ群（Ｆｅお
よび／またはＮｉ）の配合量ｘを０原子％〜２０原子％
の範囲内とすることが好ましい。これによってΔＴxを
広くすることができる。磁歪の絶対値を１０×１０-6よ
り小さくすることができる。また、Ｔ群の配合量ｘを０
原子％〜８原子％の範囲内とすることが好ましい。これ
によって、磁歪の絶対値を５×１０-6より小さくするこ
とができる。さらに、Ｔ群の配合量ｘは、０原子％〜３
原子％の範囲内にされることがより好ましく。これによ
って磁歪の絶対値が１×１０-6より小さくすることがで
きる。
【００３１】更に、金属ガラス合金のその他の例とし
て、Ｆｅを主成分とし、以下の２つの組成式のいずれか
で表されるものを用いることができる。即ち、 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。または、 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz但し、Ｄ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１
種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣｒ、Ｗ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からなる元素で
あり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２９、０≦
ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％
≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％である。
て、Ｆｅを主成分とし、以下の２つの組成式のいずれか
で表されるものを用いることができる。即ち、 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。または、 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz但し、Ｄ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１
種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣｒ、Ｗ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からなる元素で
あり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２９、０≦
ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％
≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％である。
【００３２】上記の組成式において、主成分であるＦｅ
とＣｏとＮｉは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁束
密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。例え
ば、５０Ｋ〜６０ＫのΔＴxを得るには、Ｃｏの組成比
を示すａの値を０≦ａ≦０.２９、Ｎｉの組成比を示す
ｂの値を０≦ｂ≦０.４３の範囲、６０Ｋ以上のΔＴxを
得るには、Ｃｏの組成比を示すａの値を０.０４２≦ａ
≦０.２９、Ｎｉの組成比を示すｂの値を０.０４２≦ｂ
≦０.４３の範囲とすることが好ましい。また、前記の
範囲内において、良好な軟磁気特性を得るためには、Ｃ
ｏの組成比を示すａの値を０.０４２≦ａ≦０.２５の範
囲とすることが好ましく、高い飽和磁束密度を得るため
には、Ｎｉの組成比を示すｂの値を０.０４２≦ｂ≦０.
１の範囲とすることがより好ましい。
とＣｏとＮｉは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁束
密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。例え
ば、５０Ｋ〜６０ＫのΔＴxを得るには、Ｃｏの組成比
を示すａの値を０≦ａ≦０.２９、Ｎｉの組成比を示す
ｂの値を０≦ｂ≦０.４３の範囲、６０Ｋ以上のΔＴxを
得るには、Ｃｏの組成比を示すａの値を０.０４２≦ａ
≦０.２９、Ｎｉの組成比を示すｂの値を０.０４２≦ｂ
≦０.４３の範囲とすることが好ましい。また、前記の
範囲内において、良好な軟磁気特性を得るためには、Ｃ
ｏの組成比を示すａの値を０.０４２≦ａ≦０.２５の範
囲とすることが好ましく、高い飽和磁束密度を得るため
には、Ｎｉの組成比を示すｂの値を０.０４２≦ｂ≦０.
１の範囲とすることがより好ましい。
【００３３】ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素である。
これらは非晶質相を生成させるために有効な元素であ
り、５原子％以上、２０原子％以下の範囲であると良
い。更に、高い磁気特性を得るためには、より好ましく
は５原子％以上、１５原子％以下にすると良い。これら
元素Ｍのうち、特にＺｒが有効である。Ｚｒは、その一
部をＮｂ等の元素と置換することができるが、置換する
場合の組成比ｃは、０≦ｃ≦０.６の範囲であると、高
いΔＴxを得ることができるが、特にΔＴxを８０以上と
するには０.２≦ｃ≦０.４の範囲が好ましい。
ｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素である。
これらは非晶質相を生成させるために有効な元素であ
り、５原子％以上、２０原子％以下の範囲であると良
い。更に、高い磁気特性を得るためには、より好ましく
は５原子％以上、１５原子％以下にすると良い。これら
元素Ｍのうち、特にＺｒが有効である。Ｚｒは、その一
部をＮｂ等の元素と置換することができるが、置換する
場合の組成比ｃは、０≦ｃ≦０.６の範囲であると、高
いΔＴxを得ることができるが、特にΔＴxを８０以上と
するには０.２≦ｃ≦０.４の範囲が好ましい。
【００３４】Ｂは、高い非晶質形成能があり、本発明で
は１０原子％以上、２２原子％以下の範囲で添加する。
Ｂが１０原子％未満であると、ΔＴxが消滅し、射出成
形体が得られなくなるので好ましくなく、２２原子％よ
りも大きくなると合金が脆くなるために好ましくない。
より高い非晶質形成能と良好な磁気特性を得るために
は、１６原子％以上、２０原子％以下とすることがより
好ましい。
は１０原子％以上、２２原子％以下の範囲で添加する。
Ｂが１０原子％未満であると、ΔＴxが消滅し、射出成
形体が得られなくなるので好ましくなく、２２原子％よ
りも大きくなると合金が脆くなるために好ましくない。
より高い非晶質形成能と良好な磁気特性を得るために
は、１６原子％以上、２０原子％以下とすることがより
好ましい。
【００３５】前記の組成系に更に、Ｘで示されるＣｒ、
Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素を添
加することもできる。本発明ではこれらの元素を０原子
％以上、５原子％以下の範囲で添加することができる。
これらの元素は主に耐食性を向上させる目的で添加する
もので、この範囲を外れると軟磁気特性が低下する。ま
た、この範囲を外れると非晶質形成能が劣化するために
好ましくない。
Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素を添
加することもできる。本発明ではこれらの元素を０原子
％以上、５原子％以下の範囲で添加することができる。
これらの元素は主に耐食性を向上させる目的で添加する
もので、この範囲を外れると軟磁気特性が低下する。ま
た、この範囲を外れると非晶質形成能が劣化するために
好ましくない。
【００３６】次に、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法について、円環状の射出成形体１１の場合
を例にして説明する。この製造方法は、図２に示すよう
に、上述の組成からなる金属ガラス合金の溶湯を、溶湯
ノズル３１から成形金型２１のキャビティ２２に射出
し、成形金型２１内で溶湯を少なくとも２方向以上に分
流してキャビティ２２に溶湯を射出し、溶湯を冷却する
というものである。
体の製造方法について、円環状の射出成形体１１の場合
を例にして説明する。この製造方法は、図２に示すよう
に、上述の組成からなる金属ガラス合金の溶湯を、溶湯
ノズル３１から成形金型２１のキャビティ２２に射出
し、成形金型２１内で溶湯を少なくとも２方向以上に分
流してキャビティ２２に溶湯を射出し、溶湯を冷却する
というものである。
【００３７】溶湯ノズル３１は、図３に示すように、溶
湯を保持するるつぼ３３の下端部に連接されており、溶
湯ノズル３１及びるつぼ３３の外周には加熱コイル３４
が巻回されて溶湯ノズル３１及びるつぼ３３を所定の温
度に維持できるように構成されている。また、溶湯ノズ
ル３１の先端には、溶湯射出口３２が設けられている。
るつぼ３３の上部は、供給管３５を介してＡｒガスなど
のガス供給源３６に接続されると共に、供給管３５に
は、圧力調整弁３７と電磁弁３８０とが組み込まれ、供
給管３５において圧力調整弁３７と電磁弁３８との間に
は圧力計３９が組み込まれている。溶湯ノズル３１の溶
湯射出口３２は円形状を有するが、射出径は、０．２〜
１．０mm程度であることが望ましい。０．２mm未満であ
ると溶湯の組成によっては溶湯ノズル詰まりが生じやす
くなり、また、１．０mmを超えると溶湯の射出量が多く
なって成形金型の湯口２４から溶湯が溢れてしまうこと
があるからである。
湯を保持するるつぼ３３の下端部に連接されており、溶
湯ノズル３１及びるつぼ３３の外周には加熱コイル３４
が巻回されて溶湯ノズル３１及びるつぼ３３を所定の温
度に維持できるように構成されている。また、溶湯ノズ
ル３１の先端には、溶湯射出口３２が設けられている。
るつぼ３３の上部は、供給管３５を介してＡｒガスなど
のガス供給源３６に接続されると共に、供給管３５に
は、圧力調整弁３７と電磁弁３８０とが組み込まれ、供
給管３５において圧力調整弁３７と電磁弁３８との間に
は圧力計３９が組み込まれている。溶湯ノズル３１の溶
湯射出口３２は円形状を有するが、射出径は、０．２〜
１．０mm程度であることが望ましい。０．２mm未満であ
ると溶湯の組成によっては溶湯ノズル詰まりが生じやす
くなり、また、１．０mmを超えると溶湯の射出量が多く
なって成形金型の湯口２４から溶湯が溢れてしまうこと
があるからである。
【００３８】また、成形金型２１は、図２及び図４に示
すように、上型２５と下型２６とからなり、上型２５の
凸部２７が下型２６の切欠部２８に嵌合して、上型２５
と下型２６の位置が互いにずれないように構成されてい
る。下型２６の分割面２８には、湯口２４、湯道２３及
びキャビティ２２が形成されている。湯口２４は下型２
６の側壁面に開口するように漏斗状に形成され、キャビ
ティ２２は分割面２９のほぼ中央に形成されており、キ
ャビティ２２と湯口２４は湯道２３により連通されてい
る。図２及び図４におけるキャビティ２２は略円環状に
形成されていて、少なくともこのキャビティ２２は、非
晶質軟磁性合金射出成形体の外周面１１ａ及び内周面１
１ｂをそれぞれ形成する外周型面２２ａ及び内周型面２
２ｂにより構成されている。湯道２３はキャビティ２２
と連通して外周型面２２ａからキャビティ２２の放射方
向に向けて延在するように形成されている。即ち、図２
及び図４に示すように、キャビティ２２の所定の位置に
湯道２３が連結されて、湯道２３とキャビティ２２との
接続部分２９（湯道の終端）において図中矢印Ａ及び矢
印Ｂに示すように湯道２３から２方向に分岐してキャビ
ティ２２が形成されている。
すように、上型２５と下型２６とからなり、上型２５の
凸部２７が下型２６の切欠部２８に嵌合して、上型２５
と下型２６の位置が互いにずれないように構成されてい
る。下型２６の分割面２８には、湯口２４、湯道２３及
びキャビティ２２が形成されている。湯口２４は下型２
６の側壁面に開口するように漏斗状に形成され、キャビ
ティ２２は分割面２９のほぼ中央に形成されており、キ
ャビティ２２と湯口２４は湯道２３により連通されてい
る。図２及び図４におけるキャビティ２２は略円環状に
形成されていて、少なくともこのキャビティ２２は、非
晶質軟磁性合金射出成形体の外周面１１ａ及び内周面１
１ｂをそれぞれ形成する外周型面２２ａ及び内周型面２
２ｂにより構成されている。湯道２３はキャビティ２２
と連通して外周型面２２ａからキャビティ２２の放射方
向に向けて延在するように形成されている。即ち、図２
及び図４に示すように、キャビティ２２の所定の位置に
湯道２３が連結されて、湯道２３とキャビティ２２との
接続部分２９（湯道の終端）において図中矢印Ａ及び矢
印Ｂに示すように湯道２３から２方向に分岐してキャビ
ティ２２が形成されている。
【００３９】上述の成形金型２１及び溶湯ノズル３１を
用いて非晶質軟磁性合金射出成形体を製造するには、ま
ず上型２５と下型２６を嵌合し、湯口２４に溶湯ノズル
２の溶湯射出口３２を当接させる。次に図２及び図３に
示すように、ガス供給源３６からるつぼ３３に不活性ガ
スを供給して、るつぼ３３内の溶湯を溶湯ノズル３１の
溶湯射出口３２から射出する。射出された溶湯は、湯口
２４を経て湯道２３の終端であるキャビティ２２との接
続部分２９に達する。接続部分２９においてはキャビテ
ィ２２が２方向に分岐しているので、射出された溶湯は
図中矢印Ａ及び矢印Ｂの２方向に分流してキャビティ２
２内に充填される。充填された溶湯はキャビティ２２内
及び湯道２３内で冷却されて成形され、非晶質相を主体
とする射出成形前駆体が形成される。このように溶湯が
成形金型２１内で少なくとも２方向以上に分流されてキ
ャビティ２２に射出されて充填されるのであれば、溶湯
の流動性が低下する前に溶湯をキャビティ２２の隅々に
まで充分に素早く充填することが可能になって形状が大
きい射出成形体が得られると共に、溶湯の分流によりキ
ャビティ２２に流入する熱量が分散されて溶湯全体を同
時に冷却して均一な非晶質相を形成できる。
用いて非晶質軟磁性合金射出成形体を製造するには、ま
ず上型２５と下型２６を嵌合し、湯口２４に溶湯ノズル
２の溶湯射出口３２を当接させる。次に図２及び図３に
示すように、ガス供給源３６からるつぼ３３に不活性ガ
スを供給して、るつぼ３３内の溶湯を溶湯ノズル３１の
溶湯射出口３２から射出する。射出された溶湯は、湯口
２４を経て湯道２３の終端であるキャビティ２２との接
続部分２９に達する。接続部分２９においてはキャビテ
ィ２２が２方向に分岐しているので、射出された溶湯は
図中矢印Ａ及び矢印Ｂの２方向に分流してキャビティ２
２内に充填される。充填された溶湯はキャビティ２２内
及び湯道２３内で冷却されて成形され、非晶質相を主体
とする射出成形前駆体が形成される。このように溶湯が
成形金型２１内で少なくとも２方向以上に分流されてキ
ャビティ２２に射出されて充填されるのであれば、溶湯
の流動性が低下する前に溶湯をキャビティ２２の隅々に
まで充分に素早く充填することが可能になって形状が大
きい射出成形体が得られると共に、溶湯の分流によりキ
ャビティ２２に流入する熱量が分散されて溶湯全体を同
時に冷却して均一な非晶質相を形成できる。
【００４０】図５に示すように射出成形前駆体５１は、
キャビティ２２により成形された円環状のキャビティ成
形部５２と、湯道２３により成形された湯道成形部５３
とからなり、湯道成形部５３を除去して、円環状の非晶
質軟磁性合金射出成形体１１が得られる。このようにし
て得られた円環状の非晶質軟磁性合金射出成形体１１
は、例えばトランス用のコア等の磁気部品として用いる
ことができる。
キャビティ２２により成形された円環状のキャビティ成
形部５２と、湯道２３により成形された湯道成形部５３
とからなり、湯道成形部５３を除去して、円環状の非晶
質軟磁性合金射出成形体１１が得られる。このようにし
て得られた円環状の非晶質軟磁性合金射出成形体１１
は、例えばトランス用のコア等の磁気部品として用いる
ことができる。
【００４１】また、溶湯の酸化による溶湯ノズル３１の
溶湯詰まりの発生を防止するために、成形金型２１への
溶湯の射出は酸素濃度の低い雰囲気で行うことが好まし
く、具体的には不活性ガス雰囲気若しくは真空雰囲気に
て行うことが好ましい。また、溶湯の温度は、溶湯の融
点をＴｍとしたときに、（Ｔｍ−１００）℃〜（Ｔｍ＋
３００）℃の範囲であることが好ましく、Ｔｍ℃〜（Ｔ
ｍ＋１００）℃の範囲であることがより好ましい。溶湯
の温度が（Ｔｍ−１００）℃未満であると溶湯射出口３
２で溶湯が詰まるおそれがあり、また溶湯を（Ｔｍ＋３
００）℃℃以上にしてもそれに見合う効果が得られない
からである。更に、溶湯ノズル３１からの溶湯の射出圧
力は、０．３kg/cm2以上５．０kg/cm2以下であることが
好ましく、１．０kg/cm2以上３．０kg/cm2以下であるこ
とがより好ましい。溶湯の射出圧力が０．３kg/cm2未満
であるとキャビティ２２に溶湯を充分に充填することが
できなくなり、溶湯の射出圧力が５．０kg/cm2を越える
と成形金型２１の上型２５と下型２６の接合部分から溶
湯が漏出するおそれがあり、また射出成形体に応力が残
留するおそれがあるからである。
溶湯詰まりの発生を防止するために、成形金型２１への
溶湯の射出は酸素濃度の低い雰囲気で行うことが好まし
く、具体的には不活性ガス雰囲気若しくは真空雰囲気に
て行うことが好ましい。また、溶湯の温度は、溶湯の融
点をＴｍとしたときに、（Ｔｍ−１００）℃〜（Ｔｍ＋
３００）℃の範囲であることが好ましく、Ｔｍ℃〜（Ｔ
ｍ＋１００）℃の範囲であることがより好ましい。溶湯
の温度が（Ｔｍ−１００）℃未満であると溶湯射出口３
２で溶湯が詰まるおそれがあり、また溶湯を（Ｔｍ＋３
００）℃℃以上にしてもそれに見合う効果が得られない
からである。更に、溶湯ノズル３１からの溶湯の射出圧
力は、０．３kg/cm2以上５．０kg/cm2以下であることが
好ましく、１．０kg/cm2以上３．０kg/cm2以下であるこ
とがより好ましい。溶湯の射出圧力が０．３kg/cm2未満
であるとキャビティ２２に溶湯を充分に充填することが
できなくなり、溶湯の射出圧力が５．０kg/cm2を越える
と成形金型２１の上型２５と下型２６の接合部分から溶
湯が漏出するおそれがあり、また射出成形体に応力が残
留するおそれがあるからである。
【００４２】溶湯ノズル３１は加熱コイル３４により加
熱されて温度が高い状態にあり、この溶湯ノズル３１を
湯道２３の先端である湯口２４に当接して溶湯ノズル３
１の熱により成形金型２１を金属ガラス合金のガラス遷
移温度Ｔgまで加熱した後に、溶湯をキャビティ２２に
射出することが好ましい。これは、成形金型２１を予め
加熱することにより、溶湯が湯道２３からキャビティ２
２に至るまでの間に固化することがなくキャビティ２２
への溶湯の流れが円滑になってキャビティ２２に溶湯を
充填しやすくなるからである。また、溶湯を冷却した後
の成形金型２１の温度が、成形金型２１を溶湯ノズル３
１により加熱しなかった場合に比して高くなるので、成
形された非晶質軟磁性合金射出成形体１１の温度が比較
的高いまま維持され、射出成形体１１の内部応力が緩和
されて歪みが小さくなり、割れの発生が防止される。特
に、円環状の射出成形体１１とした場合には、割れ発生
の防止効果が高くなる。また、内部応力が緩和されるの
で、非晶質軟磁性合金射出成形体１１の透磁率が高くな
り、他の軟磁気特性も向上する。この場合の成形金型２
１の温度は、２５℃（室温）以上ガラス遷移温度Ｔg以
下とするのが好ましく、５０℃以上３００℃以下とする
のがより好ましい。
熱されて温度が高い状態にあり、この溶湯ノズル３１を
湯道２３の先端である湯口２４に当接して溶湯ノズル３
１の熱により成形金型２１を金属ガラス合金のガラス遷
移温度Ｔgまで加熱した後に、溶湯をキャビティ２２に
射出することが好ましい。これは、成形金型２１を予め
加熱することにより、溶湯が湯道２３からキャビティ２
２に至るまでの間に固化することがなくキャビティ２２
への溶湯の流れが円滑になってキャビティ２２に溶湯を
充填しやすくなるからである。また、溶湯を冷却した後
の成形金型２１の温度が、成形金型２１を溶湯ノズル３
１により加熱しなかった場合に比して高くなるので、成
形された非晶質軟磁性合金射出成形体１１の温度が比較
的高いまま維持され、射出成形体１１の内部応力が緩和
されて歪みが小さくなり、割れの発生が防止される。特
に、円環状の射出成形体１１とした場合には、割れ発生
の防止効果が高くなる。また、内部応力が緩和されるの
で、非晶質軟磁性合金射出成形体１１の透磁率が高くな
り、他の軟磁気特性も向上する。この場合の成形金型２
１の温度は、２５℃（室温）以上ガラス遷移温度Ｔg以
下とするのが好ましく、５０℃以上３００℃以下とする
のがより好ましい。
【００４３】また、溶湯ノズル３１から湯口２４を通じ
てキャビティ２２に溶湯を射出した後に、溶湯ノズル３
１と湯口２４とを当接させた状態で保持することが好ま
しい。溶湯をキャビティ２２内で冷却すると、溶湯の体
積収縮が起こり割れの発生が懸念される。溶湯ノズル３
１から湯口２４を通じてキャビティ２２に溶湯を射出し
た後に、溶湯ノズル３１と湯口２４との当接の保持時間
を制御することにより、キャビティ２２による冷却速度
を調整し、急激な体積収縮の発生を抑えて割れの発生を
防止できる。この場合の成形金型２１の温度は、２５℃
（室温）以上ガラス遷移温度Ｔg以下とするのが好まし
く、５０℃以上３００℃以下とするのがより好ましい。
てキャビティ２２に溶湯を射出した後に、溶湯ノズル３
１と湯口２４とを当接させた状態で保持することが好ま
しい。溶湯をキャビティ２２内で冷却すると、溶湯の体
積収縮が起こり割れの発生が懸念される。溶湯ノズル３
１から湯口２４を通じてキャビティ２２に溶湯を射出し
た後に、溶湯ノズル３１と湯口２４との当接の保持時間
を制御することにより、キャビティ２２による冷却速度
を調整し、急激な体積収縮の発生を抑えて割れの発生を
防止できる。この場合の成形金型２１の温度は、２５℃
（室温）以上ガラス遷移温度Ｔg以下とするのが好まし
く、５０℃以上３００℃以下とするのがより好ましい。
【００４４】また、溶湯をキャビティ２２内で冷却する
と、溶湯の体積収縮が起こり、特に円環状の非晶質軟磁
性合金射出成形体１１を作成しようとする場合には、こ
の体積収縮による割れの発生が懸念される。これを防ぐ
ためには、溶湯ノズル３１を湯口２４に当接してキャビ
ティ２２に溶湯を射出した後にも溶湯ノズル３１からキ
ャビティ２２に溶湯を圧入することが好ましい。このよ
うにすれば、溶湯の冷却による体積収縮が生じても、新
たな溶湯が体積収縮により生じたキャビティ２２の空隙
に圧入されて、射出成形体１１の割れの発生が防止され
る。
と、溶湯の体積収縮が起こり、特に円環状の非晶質軟磁
性合金射出成形体１１を作成しようとする場合には、こ
の体積収縮による割れの発生が懸念される。これを防ぐ
ためには、溶湯ノズル３１を湯口２４に当接してキャビ
ティ２２に溶湯を射出した後にも溶湯ノズル３１からキ
ャビティ２２に溶湯を圧入することが好ましい。このよ
うにすれば、溶湯の冷却による体積収縮が生じても、新
たな溶湯が体積収縮により生じたキャビティ２２の空隙
に圧入されて、射出成形体１１の割れの発生が防止され
る。
【００４５】以上のように、円環状の非晶質軟磁性合金
射出成形体１１を例にして説明したが、棒状の射出成形
体１２（図６）、平面視略Ｅ字状の射出成形体１３（図
９）、平面視略Ｃ字状の射出成形体１４（図１２）、平
面視略Ｈ字状の射出成形体１５（図１３）、いわゆるポ
ット状の射出成形体１６（図１４）等についても上述の
製造方法により製造することが可能である。
射出成形体１１を例にして説明したが、棒状の射出成形
体１２（図６）、平面視略Ｅ字状の射出成形体１３（図
９）、平面視略Ｃ字状の射出成形体１４（図１２）、平
面視略Ｈ字状の射出成形体１５（図１３）、いわゆるポ
ット状の射出成形体１６（図１４）等についても上述の
製造方法により製造することが可能である。
【００４６】図６に示すような棒状の非晶質軟磁性合金
射出成形体１２を得るには、図７及び図８に示すような
成形金型７１を用いることが好ましい。成形金型７１
は、上型２５と下型７６とからなり、上型２５の凸部２
７と下型７６の切欠部７８とが嵌合可能とされている。
下型７６には、キャビティ７２、湯道７３及び湯口７４
が形成されている。キャビティ７２は断面が略矩形の溝
とされており、キャビティ７２は湯道７３と直交してキ
ャビティ７２の長手方向のほぼ中央で湯道７３と連通し
ている。このようにキャビティ７２と湯道７３を構成す
ることにより、湯道７３から流入した溶湯が、図７中左
右方向（矢印Ｃ及び矢印Ｄ）に分流してキャビティ７２
に充填されて、棒状の非晶質軟磁性合金射出成形体１２
が得られる。
射出成形体１２を得るには、図７及び図８に示すような
成形金型７１を用いることが好ましい。成形金型７１
は、上型２５と下型７６とからなり、上型２５の凸部２
７と下型７６の切欠部７８とが嵌合可能とされている。
下型７６には、キャビティ７２、湯道７３及び湯口７４
が形成されている。キャビティ７２は断面が略矩形の溝
とされており、キャビティ７２は湯道７３と直交してキ
ャビティ７２の長手方向のほぼ中央で湯道７３と連通し
ている。このようにキャビティ７２と湯道７３を構成す
ることにより、湯道７３から流入した溶湯が、図７中左
右方向（矢印Ｃ及び矢印Ｄ）に分流してキャビティ７２
に充填されて、棒状の非晶質軟磁性合金射出成形体１２
が得られる。
【００４７】また、図９に示すような平面視略Ｅ字状の
非晶質軟磁性合金射出成形体１３を得るには、図１０及
び図１１に示すような成形金型８１を用いることが好ま
しい。成形金型８１は、上型２５と下型８６とからな
り、上型２５の凸部２７と下型８６の切欠部８８とが嵌
合可能とされている。下型８６には、キャビティ８２、
湯道８３及び湯口８４が形成されている。キャビティ８
２は、３つの平行溝８２ａ…と縦溝８２ｂとからなり、
３つの平行溝８２ａが互いに離間して平行に形成され、
縦溝８２ｂが平行溝８２ａ…と直交する方向に延在しか
つ各平行溝８２ａ…の端部と連通するように形成される
ことにより、平面視略Ｅ字状に形成されている。キャビ
ティ８２は、縦溝８２ｂのほぼ中央で湯道８３と連通し
ており、湯道８３と縦溝８２ｂが直交するように構成さ
れている。このようにキャビティ８２と湯道８３を構成
することにより、湯道８３から流入した溶湯が、図１０
中左右方向（矢印Ｅ及び矢印Ｆ）及び直進方向（矢印
Ｇ）に分流してキャビティ８２に充填され、平面視略Ｅ
字状の非晶質軟磁性合金射出成形体１３が得られる。
非晶質軟磁性合金射出成形体１３を得るには、図１０及
び図１１に示すような成形金型８１を用いることが好ま
しい。成形金型８１は、上型２５と下型８６とからな
り、上型２５の凸部２７と下型８６の切欠部８８とが嵌
合可能とされている。下型８６には、キャビティ８２、
湯道８３及び湯口８４が形成されている。キャビティ８
２は、３つの平行溝８２ａ…と縦溝８２ｂとからなり、
３つの平行溝８２ａが互いに離間して平行に形成され、
縦溝８２ｂが平行溝８２ａ…と直交する方向に延在しか
つ各平行溝８２ａ…の端部と連通するように形成される
ことにより、平面視略Ｅ字状に形成されている。キャビ
ティ８２は、縦溝８２ｂのほぼ中央で湯道８３と連通し
ており、湯道８３と縦溝８２ｂが直交するように構成さ
れている。このようにキャビティ８２と湯道８３を構成
することにより、湯道８３から流入した溶湯が、図１０
中左右方向（矢印Ｅ及び矢印Ｆ）及び直進方向（矢印
Ｇ）に分流してキャビティ８２に充填され、平面視略Ｅ
字状の非晶質軟磁性合金射出成形体１３が得られる。
【００４８】更に、図１２に示すように、平面視略Ｃ字
状の非晶質軟磁性合金射出成形体１４を得るには、成形
金型９１を用いることが好ましい。図１２に示す成形金
型９１の下型９６には、キャビティ９２、湯道９３及び
湯口９４が形成されている。キャビティ９２は、２つの
平行溝９２ａ…と縦溝９２ｂとからなり、２つの平行溝
８２ａが互いに離間して平行に形成され、縦溝９２ｂが
各平行溝９２ａ…と直交する方向に延在しかつ各平行溝
９２ａ…の端部と連通するように形成されることによ
り、平面視略Ｃ字状に形成されている。キャビティ９２
は、縦溝９２ｂのほぼ中央で湯道９３と連通しており、
湯道９３と縦溝９２ｂが直交するように構成されてい
る。このようにキャビティ９２と湯道９３を構成するこ
とにより、湯道９３から流入した溶湯が、図１２中左右
方向（矢印Ｈ及び矢印Ｉ）に分流してキャビティ９２に
充填され、平面視略Ｃ字状の非晶質軟磁性合金射出成形
体１４が得られる。
状の非晶質軟磁性合金射出成形体１４を得るには、成形
金型９１を用いることが好ましい。図１２に示す成形金
型９１の下型９６には、キャビティ９２、湯道９３及び
湯口９４が形成されている。キャビティ９２は、２つの
平行溝９２ａ…と縦溝９２ｂとからなり、２つの平行溝
８２ａが互いに離間して平行に形成され、縦溝９２ｂが
各平行溝９２ａ…と直交する方向に延在しかつ各平行溝
９２ａ…の端部と連通するように形成されることによ
り、平面視略Ｃ字状に形成されている。キャビティ９２
は、縦溝９２ｂのほぼ中央で湯道９３と連通しており、
湯道９３と縦溝９２ｂが直交するように構成されてい
る。このようにキャビティ９２と湯道９３を構成するこ
とにより、湯道９３から流入した溶湯が、図１２中左右
方向（矢印Ｈ及び矢印Ｉ）に分流してキャビティ９２に
充填され、平面視略Ｃ字状の非晶質軟磁性合金射出成形
体１４が得られる。
【００４９】更にまた、図１３に示すように、平面視略
Ｈ字状の非晶質軟磁性合金射出成形体１５を得るには、
成形金型１０１を用いることが好ましい。図１３に示す
成形金型１０１の下型１０６には、キャビティ１０２、
湯道１０３及び湯口１０４が形成されている。キャビテ
ィ１０２は、２つの平行溝１０２ａ…と縦溝１０２ｂと
からなり、２つの平行溝９２ａ…が互いに離間して平行
に形成され、縦溝１０２ｂが各平行溝１０２ａ…と直交
する方向に延在しかつ各平行溝１０２ａ…の中央部と連
通するように形成されることにより、平面視略Ｈ字状に
形成されている。キャビティ１０２は、一方の平行溝１
０２ａのほぼ中央で湯道１０３と連通しており、湯道１
０３と平行溝１０２ａが直交するように構成されてい
る。このようにキャビティ１０２と湯道１０３を構成す
ることにより、湯道１０３から流入した溶湯が、図１３
中左右方向（矢印Ｊ及び矢印Ｋ）及び直進方向（矢印
Ｌ）に分流してキャビティ１０２に充填され、平面視略
Ｈ字状の非晶質軟磁性合金射出成形体１５が得られる。
Ｈ字状の非晶質軟磁性合金射出成形体１５を得るには、
成形金型１０１を用いることが好ましい。図１３に示す
成形金型１０１の下型１０６には、キャビティ１０２、
湯道１０３及び湯口１０４が形成されている。キャビテ
ィ１０２は、２つの平行溝１０２ａ…と縦溝１０２ｂと
からなり、２つの平行溝９２ａ…が互いに離間して平行
に形成され、縦溝１０２ｂが各平行溝１０２ａ…と直交
する方向に延在しかつ各平行溝１０２ａ…の中央部と連
通するように形成されることにより、平面視略Ｈ字状に
形成されている。キャビティ１０２は、一方の平行溝１
０２ａのほぼ中央で湯道１０３と連通しており、湯道１
０３と平行溝１０２ａが直交するように構成されてい
る。このようにキャビティ１０２と湯道１０３を構成す
ることにより、湯道１０３から流入した溶湯が、図１３
中左右方向（矢印Ｊ及び矢印Ｋ）及び直進方向（矢印
Ｌ）に分流してキャビティ１０２に充填され、平面視略
Ｈ字状の非晶質軟磁性合金射出成形体１５が得られる。
【００５０】更に、図１４に示すポット状の射出成形体
１６を得るには、成形金型として、例えばこの射出成形
体１６の底面１６ａから溶湯を供給するようにしてポッ
ト形状のキャビティと湯道を配置して構成したものを用
いることができる。このような成形金型を用いれば、溶
湯を分流させてキャビティに充填することが可能になっ
て、非晶質相を主相とした射出成形体１６が得られる。
１６を得るには、成形金型として、例えばこの射出成形
体１６の底面１６ａから溶湯を供給するようにしてポッ
ト形状のキャビティと湯道を配置して構成したものを用
いることができる。このような成形金型を用いれば、溶
湯を分流させてキャビティに充填することが可能になっ
て、非晶質相を主相とした射出成形体１６が得られる。
【００５１】上述の非晶質軟磁性合金射出成形体１１
は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって
非晶質形成能が高い金属ガラス合金の溶湯が、成形金型
２１のキャビティ２２に射出されて成形されてなるの
で、射出成形体１１の相対密度が高くなって、射出成形
体の飽和磁化を向上することができる。また、溶湯が２
以上の方向に分流されてキャビティ２２に充填されるの
で、溶湯の流動性が低下する前に溶湯がキャビティ２２
の隅々まで素早く充填されて、射出成形体１１の形状を
大きくすることができる。また、キャビティ２２に流入
する熱量が分散されて溶湯全体が同時に冷却されるの
で、射出成形体１１の組織の大半を非晶質相とすること
ができ、飽和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さ
くできる。
は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって
非晶質形成能が高い金属ガラス合金の溶湯が、成形金型
２１のキャビティ２２に射出されて成形されてなるの
で、射出成形体１１の相対密度が高くなって、射出成形
体の飽和磁化を向上することができる。また、溶湯が２
以上の方向に分流されてキャビティ２２に充填されるの
で、溶湯の流動性が低下する前に溶湯がキャビティ２２
の隅々まで素早く充填されて、射出成形体１１の形状を
大きくすることができる。また、キャビティ２２に流入
する熱量が分散されて溶湯全体が同時に冷却されるの
で、射出成形体１１の組織の大半を非晶質相とすること
ができ、飽和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さ
くできる。
【００５２】また、上述の非晶質軟磁性合金射出成形体
１１は、下記の組成の金属ガラス合金からなるので、飽
和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さくでき、優
れた軟磁気特性を発揮することができる。即ち、Ａｌ：
１〜１０原子％、Ｇａ：０．５ 〜４原子％、Ｐ：１５
原子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２ 〜１０原子
％、Ｓｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部である金属ガラ
ス合金。または、以下の組成の金属ガラス合金。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。または、以下の組成
の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。または、以下の組成の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。
１１は、下記の組成の金属ガラス合金からなるので、飽
和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さくでき、優
れた軟磁気特性を発揮することができる。即ち、Ａｌ：
１〜１０原子％、Ｇａ：０．５ 〜４原子％、Ｐ：１５
原子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２ 〜１０原子
％、Ｓｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部である金属ガラ
ス合金。または、以下の組成の金属ガラス合金。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。または、以下の組成
の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。または、以下の組成の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。
【００５３】上述の磁気部品は、過冷却液体の温度間隔
ΔＴxが２０Ｋ以上であって非晶質形成能が高い金属ガ
ラス合金の溶湯が、成形金型２１のキャビティ２２に射
出されて成形されてなるので、磁気部品の組織の大半が
非晶質相となって、飽和磁化及び透磁率を向上させ、保
磁力を小さくでき、優れた軟磁気特性を発揮することが
できるため、特にトランスのコアとして用いた場合に
は、コアロスを小さくすることができる。
ΔＴxが２０Ｋ以上であって非晶質形成能が高い金属ガ
ラス合金の溶湯が、成形金型２１のキャビティ２２に射
出されて成形されてなるので、磁気部品の組織の大半が
非晶質相となって、飽和磁化及び透磁率を向上させ、保
磁力を小さくでき、優れた軟磁気特性を発揮することが
できるため、特にトランスのコアとして用いた場合に
は、コアロスを小さくすることができる。
【００５４】上述の非晶質軟磁性合金射出成形体の製造
方法は、過冷却液体の温度間隔ΔＴ xが２０Ｋ以上であ
って非晶質形成能が高い金属ガラス合金の溶湯を、成形
金型２１のキャビティ２２に射出して成形するので、バ
ルクであって組織の大半が非晶質相である射出成形体１
１を製造できる。また、溶湯を、２以上の方向に分流し
てキャビティ２２に充填するので、溶湯の流動性が低下
する前に溶湯がキャビティ２２の隅々まで素早く充填さ
れて、形状の大きな射出成形体１１を製造できる。ま
た、キャビティ２２に流入する熱量が分散して溶湯全体
が同時に冷却されるので、形状が大きいバルクであっ
て、組織が均一な非晶質相である射出成形体１１を製造
できる。また、射出成形体１１の占積率を、従来の積層
磁心または焼結磁心に比べて高くできるので、同体積に
おいて射出成形体１１の飽和磁化を大きくすることがで
きる。
方法は、過冷却液体の温度間隔ΔＴ xが２０Ｋ以上であ
って非晶質形成能が高い金属ガラス合金の溶湯を、成形
金型２１のキャビティ２２に射出して成形するので、バ
ルクであって組織の大半が非晶質相である射出成形体１
１を製造できる。また、溶湯を、２以上の方向に分流し
てキャビティ２２に充填するので、溶湯の流動性が低下
する前に溶湯がキャビティ２２の隅々まで素早く充填さ
れて、形状の大きな射出成形体１１を製造できる。ま
た、キャビティ２２に流入する熱量が分散して溶湯全体
が同時に冷却されるので、形状が大きいバルクであっ
て、組織が均一な非晶質相である射出成形体１１を製造
できる。また、射出成形体１１の占積率を、従来の積層
磁心または焼結磁心に比べて高くできるので、同体積に
おいて射出成形体１１の飽和磁化を大きくすることがで
きる。
【００５５】また、上述の非晶質軟磁性合金射出成形体
の製造方法は、溶湯ノズル３１の先端を湯道２３の先端
である湯口２４に当接して溶湯ノズル３１により成形金
型２１を加熱した後に、キャビティ２２に溶湯を射出す
るので、溶湯が湯道２３からキャビティ２２に至るまで
の間に固化することがなくキャビティ２２への溶湯の流
れが円滑になってキャビティ２２に溶湯を充填しやすく
なり、形状の大きな射出成形体１１を製造できる。ま
た、溶湯を冷却した後の成形金型２１の温度が、成形金
型２１を溶湯ノズル３１により加熱しなかった場合に比
して高くなるので、成形された非晶質軟磁性合金射出成
形体１１の温度が比較的高いまま維持され、射出成形体
１１の内部応力が緩和されて歪みが小さくなり、割れの
発生を防止できる。また、内部応力が緩和されるので、
非晶質軟磁性合金射出成形体１１の透磁率を高くするこ
とができて、軟磁気特性を向上できる。
の製造方法は、溶湯ノズル３１の先端を湯道２３の先端
である湯口２４に当接して溶湯ノズル３１により成形金
型２１を加熱した後に、キャビティ２２に溶湯を射出す
るので、溶湯が湯道２３からキャビティ２２に至るまで
の間に固化することがなくキャビティ２２への溶湯の流
れが円滑になってキャビティ２２に溶湯を充填しやすく
なり、形状の大きな射出成形体１１を製造できる。ま
た、溶湯を冷却した後の成形金型２１の温度が、成形金
型２１を溶湯ノズル３１により加熱しなかった場合に比
して高くなるので、成形された非晶質軟磁性合金射出成
形体１１の温度が比較的高いまま維持され、射出成形体
１１の内部応力が緩和されて歪みが小さくなり、割れの
発生を防止できる。また、内部応力が緩和されるので、
非晶質軟磁性合金射出成形体１１の透磁率を高くするこ
とができて、軟磁気特性を向上できる。
【００５６】
【実施例】Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-
Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量して
混合し、混合した原料を図３に示するつぼに投入して溶
湯とし、この溶湯を図２及び図４に示す成形金型のキャ
ビティに射出成形して冷却することにより、３つの円環
状の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例１、実施例
２、実施例３）を得た。得られた射出成形体（実施例
１、実施例２、実施例３）の形状は、外径１０ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ１ｍｍ（実施例３のみ厚さ０．５ｍｍ）
の円環状であった。また、この射出成形体（実施例１、
実施例２、実施例３）の組成はＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65
Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3であった。尚、るつぼに加える射出圧
力は３．０kg/cm2とし、射出成形を行う際の雰囲気は１
６０〜６６０Ｔｏｒｒのアルゴン雰囲気とした。この射
出成形体（実施例１）について、Ｘ線回折により結晶構
造解析を行い、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により熱履
歴を調査した。更に、実施例１、実施例２及び実施例３
について、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により磁気特性
を調査した。また、最大透磁率を直流の初磁化曲線より
求めた。結果を図１６、図１７及び表１に示す。
Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料としてそれぞれ所定量秤量して
混合し、混合した原料を図３に示するつぼに投入して溶
湯とし、この溶湯を図２及び図４に示す成形金型のキャ
ビティに射出成形して冷却することにより、３つの円環
状の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例１、実施例
２、実施例３）を得た。得られた射出成形体（実施例
１、実施例２、実施例３）の形状は、外径１０ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ１ｍｍ（実施例３のみ厚さ０．５ｍｍ）
の円環状であった。また、この射出成形体（実施例１、
実施例２、実施例３）の組成はＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65
Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3であった。尚、るつぼに加える射出圧
力は３．０kg/cm2とし、射出成形を行う際の雰囲気は１
６０〜６６０Ｔｏｒｒのアルゴン雰囲気とした。この射
出成形体（実施例１）について、Ｘ線回折により結晶構
造解析を行い、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により熱履
歴を調査した。更に、実施例１、実施例２及び実施例３
について、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により磁気特性
を調査した。また、最大透磁率を直流の初磁化曲線より
求めた。結果を図１６、図１７及び表１に示す。
【００５７】また、比較例として、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系
合金（センダスト）及び冷間圧延無配向ケイ素鋼板
（３．５％ケイ素鋼板）を加工して、外径１０ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ０．５ｍｍの円環状のコア（比較例１
（センダスト）、比較例２（３．５％ケイ素鋼板））を
得た。比較例１及び比較例２の各コアの最大透磁率を上
述のように測定した。結果を表１に併せてに示す。
合金（センダスト）及び冷間圧延無配向ケイ素鋼板
（３．５％ケイ素鋼板）を加工して、外径１０ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ０．５ｍｍの円環状のコア（比較例１
（センダスト）、比較例２（３．５％ケイ素鋼板））を
得た。比較例１及び比較例２の各コアの最大透磁率を上
述のように測定した。結果を表１に併せてに示す。
【００５８】図１６に示すＸ線回折分析の結果において
は、結晶相の存在を示す回折ピークは認められず、ブロ
ードなハローのみが検出されている。従って、得られた
射出成形体（実施例１）はその組織のほとんどが非晶質
相であると推定される。また、図１７に示すＤＳＣ曲線
の結果においては、ガラス遷移が認められ、ガラス遷移
温度Ｔgは４９８℃であった。ガラス遷移温度Ｔgから更
に温度を上げてゆくと、結晶化による大きな発熱ピーク
が確認された。このときの結晶化温度Ｔ xは５６０℃で
あった。従って、この射出成形体（実施例１）の過冷却
液体の温度間隔ΔＴxは６２Ｋであった。更に、表１に
示すように、射出成形体（実施例１、実施例２、実施例
３）の飽和磁化及び最大透磁率はいずれも高く、良好な
軟磁気特性を示した。特に、最大透磁率に関しては、比
較例１及び比較例２の円環状のコア射出成形体よりも大
きな値を示しており、優れた軟磁気特性を示しているこ
とがわかる。
は、結晶相の存在を示す回折ピークは認められず、ブロ
ードなハローのみが検出されている。従って、得られた
射出成形体（実施例１）はその組織のほとんどが非晶質
相であると推定される。また、図１７に示すＤＳＣ曲線
の結果においては、ガラス遷移が認められ、ガラス遷移
温度Ｔgは４９８℃であった。ガラス遷移温度Ｔgから更
に温度を上げてゆくと、結晶化による大きな発熱ピーク
が確認された。このときの結晶化温度Ｔ xは５６０℃で
あった。従って、この射出成形体（実施例１）の過冷却
液体の温度間隔ΔＴxは６２Ｋであった。更に、表１に
示すように、射出成形体（実施例１、実施例２、実施例
３）の飽和磁化及び最大透磁率はいずれも高く、良好な
軟磁気特性を示した。特に、最大透磁率に関しては、比
較例１及び比較例２の円環状のコア射出成形体よりも大
きな値を示しており、優れた軟磁気特性を示しているこ
とがわかる。
【００５９】 「表１」 厚さ(mm) 飽和磁化(Wb・m/kg) 保磁力(A/m) 最大透磁率 実施例１ 1.0 175.5×10-6 3.1 104000 実施例２ 1.0 170.0×10-6 2.2 110000 実施例３ 0.5 171.2×10-6 2.5 111000 比較例１ 0.5 − − 88000 比較例２ 0.5 − − 7200
【００６０】次に、予め溶湯ノズルの溶湯射出口を成形
金型の湯口に当接させて成形金型の加熱を行ったこと以
外は実施例１等と同様にして射出成形を行い、射出成形
体（実施例４〜９）を得た。得られた射出成形体（実施
例４〜９）について、Ｘ線回折による結晶構造解析を行
った。また、射出成形体（実施例４〜９）に生じた割れ
の数を計数した。結果を図１８に示す。
金型の湯口に当接させて成形金型の加熱を行ったこと以
外は実施例１等と同様にして射出成形を行い、射出成形
体（実施例４〜９）を得た。得られた射出成形体（実施
例４〜９）について、Ｘ線回折による結晶構造解析を行
った。また、射出成形体（実施例４〜９）に生じた割れ
の数を計数した。結果を図１８に示す。
【００６１】図１８に示すＸ線回折パターンのうち、実
施例４及び実施例５は、溶湯ノズルを湯口に当接させて
射出成形して１秒間当接を保持して得たものであり、実
施例６及び実施例７は、溶湯ノズルを湯口に当接させて
射出成形して３秒間当接を保持して得たものであり、実
施例８及び実施例９は、溶湯ノズルを湯口に当接させて
射出成形して８秒間当接を保持して得たものである。ま
た、実施例５、実施例７及び実施例９は、キャビティと
湯道との接続部分に相当する場所の近傍、即ち、図５に
示すＡの部分にＸ線を照射して得られた回折パターンで
あり、実施例４、実施例６及び実施例８は、キャビティ
と湯道との接続部分に相当する場所から最も離れた場
所、即ち図５に示すＢの部分にＸ線を照射して得られた
回折パターンである。図１８におけるＸ線回折パターン
はいずれもブロードなハローのみ検出されており、射出
成形した後、成形金型を加熱して得られた射出成形体
は、その組織のほとんどが非晶質相であることがわか
る。また、射出成形体の割れは、溶湯を１秒間接触させ
て得られた射出成形体（実施例４、実施例５）が４ヶ
所、３秒間接触させて得られた射出成形体（実施例６、
実施例７）が３ヶ所、８秒間接触させて得られた射出成
形体（実施例８、実施例９）が２ヶ所であった。従っ
て、射出成形後に成形金型を加熱することにより、射出
成形体の割れの発生を少なくすることが可能であること
が判明した。
施例４及び実施例５は、溶湯ノズルを湯口に当接させて
射出成形して１秒間当接を保持して得たものであり、実
施例６及び実施例７は、溶湯ノズルを湯口に当接させて
射出成形して３秒間当接を保持して得たものであり、実
施例８及び実施例９は、溶湯ノズルを湯口に当接させて
射出成形して８秒間当接を保持して得たものである。ま
た、実施例５、実施例７及び実施例９は、キャビティと
湯道との接続部分に相当する場所の近傍、即ち、図５に
示すＡの部分にＸ線を照射して得られた回折パターンで
あり、実施例４、実施例６及び実施例８は、キャビティ
と湯道との接続部分に相当する場所から最も離れた場
所、即ち図５に示すＢの部分にＸ線を照射して得られた
回折パターンである。図１８におけるＸ線回折パターン
はいずれもブロードなハローのみ検出されており、射出
成形した後、成形金型を加熱して得られた射出成形体
は、その組織のほとんどが非晶質相であることがわか
る。また、射出成形体の割れは、溶湯を１秒間接触させ
て得られた射出成形体（実施例４、実施例５）が４ヶ
所、３秒間接触させて得られた射出成形体（実施例６、
実施例７）が３ヶ所、８秒間接触させて得られた射出成
形体（実施例８、実施例９）が２ヶ所であった。従っ
て、射出成形後に成形金型を加熱することにより、射出
成形体の割れの発生を少なくすることが可能であること
が判明した。
【００６２】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
非晶質軟磁性合金射出成形体は、過冷却液体の温度間隔
ΔＴxが２０Ｋ以上であって非晶質形成能が高い金属ガ
ラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出されて
成形されてなるので、射出成形体の相対密度が高くなっ
て、射出成形体の飽和磁化を向上することができる。ま
た、溶湯が２以上の方向に分流されてキャビティに充填
されるので、溶湯の流動性が低下する前に溶湯がキャビ
ティの隅々まで素早く充填されて、射出成形体の形状を
大きくすることができる。また、キャビティに流入する
熱量が分散されて溶湯全体が同時に冷却されるので、射
出成形体の組織の大半を非晶質相とすることができ、飽
和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さくできる。
非晶質軟磁性合金射出成形体は、過冷却液体の温度間隔
ΔＴxが２０Ｋ以上であって非晶質形成能が高い金属ガ
ラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出されて
成形されてなるので、射出成形体の相対密度が高くなっ
て、射出成形体の飽和磁化を向上することができる。ま
た、溶湯が２以上の方向に分流されてキャビティに充填
されるので、溶湯の流動性が低下する前に溶湯がキャビ
ティの隅々まで素早く充填されて、射出成形体の形状を
大きくすることができる。また、キャビティに流入する
熱量が分散されて溶湯全体が同時に冷却されるので、射
出成形体の組織の大半を非晶質相とすることができ、飽
和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さくできる。
【００６３】また、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体は、下記の組成の金属ガラス合金からなるので、飽和
磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さくでき、優れ
た軟磁気特性を発揮することができる。即ち、Ａｌ：１
〜１０原子％、Ｇａ：０．５ 〜４原子％、Ｐ：１５原
子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２ 〜１０原子％、
Ｓｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部である金属ガラス合
金。または、以下の組成の金属ガラス合金。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。または、以下の組成
の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。または、以下の組成の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。
体は、下記の組成の金属ガラス合金からなるので、飽和
磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を小さくでき、優れ
た軟磁気特性を発揮することができる。即ち、Ａｌ：１
〜１０原子％、Ｇａ：０．５ 〜４原子％、Ｐ：１５原
子％以下、Ｃ：７原子％以下、Ｂ：２ 〜１０原子％、
Ｓｉ：１５原子％以下、Ｆｅ：残部である金属ガラス合
金。または、以下の組成の金属ガラス合金。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。または、以下の組成
の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。または、以下の組成の金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。
【００６４】本発明の磁気部品は、過冷却液体の温度間
隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって非晶質形成能が高い金属
ガラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出され
て成形されてなるので、磁気部品の組織の大半が非晶質
相となって、飽和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を
小さくでき、優れた軟磁気特性を発揮することができる
ため、特にトランスのコアとして用いた場合には、コア
ロスを小さくすることができる。また、磁気部品の占積
率を、従来の積層磁心または焼結磁心に比べて高くでき
るので、同体積において磁気部品の飽和磁化を大きくす
ることができる。
隔ΔＴxが２０Ｋ以上であって非晶質形成能が高い金属
ガラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出され
て成形されてなるので、磁気部品の組織の大半が非晶質
相となって、飽和磁化及び透磁率を向上させ、保磁力を
小さくでき、優れた軟磁気特性を発揮することができる
ため、特にトランスのコアとして用いた場合には、コア
ロスを小さくすることができる。また、磁気部品の占積
率を、従来の積層磁心または焼結磁心に比べて高くでき
るので、同体積において磁気部品の飽和磁化を大きくす
ることができる。
【００６５】本発明の非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上で
あって非晶質形成能が高い金属ガラス合金の溶湯を、成
形金型のキャビティに射出して成形するので、バルクで
あって組織の大半が非晶質相である射出成形体を製造で
きる。また、溶湯を、２以上の方向に分流してキャビテ
ィに充填するので、溶湯の流動性が低下する前に溶湯が
キャビティの隅々まで素早く充填されて、形状の大きな
射出成形体を製造できる。また、キャビティに流入する
熱量が分散して溶湯全体が同時に冷却されるので、形状
が大きいバルクであって、組織が均一な非晶質相である
射出成形体を製造できる。また、射出成形体の占積率
を、従来の積層磁心または焼結磁心に比べて高くできる
ので、同体積において射出成形体の飽和磁化を大きくす
ることができる。
造方法は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上で
あって非晶質形成能が高い金属ガラス合金の溶湯を、成
形金型のキャビティに射出して成形するので、バルクで
あって組織の大半が非晶質相である射出成形体を製造で
きる。また、溶湯を、２以上の方向に分流してキャビテ
ィに充填するので、溶湯の流動性が低下する前に溶湯が
キャビティの隅々まで素早く充填されて、形状の大きな
射出成形体を製造できる。また、キャビティに流入する
熱量が分散して溶湯全体が同時に冷却されるので、形状
が大きいバルクであって、組織が均一な非晶質相である
射出成形体を製造できる。また、射出成形体の占積率
を、従来の積層磁心または焼結磁心に比べて高くできる
ので、同体積において射出成形体の飽和磁化を大きくす
ることができる。
【００６６】また、本発明の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法は、溶湯ノズルの先端を湯道の先端に当接
して溶湯ノズルにより成形金型を加熱した後に、キャビ
ティに溶湯を射出するので、溶湯が湯道からキャビティ
に至るまでの間に固化することがなくキャビティへの溶
湯の流れが円滑になってキャビティに溶湯を充填しやす
くなり、形状の大きなバルク状の射出成形体を製造でき
る。また、溶湯を冷却した後の成形金型の温度が、成形
金型を溶湯ノズルにより加熱しなかった場合に比して高
くなるので、成形された非晶質軟磁性合金射出成形体の
温度が比較的高いまま維持され、射出成形体の内部応力
が緩和されて歪みが小さくなり、割れの発生を防止でき
る。また、内部応力が緩和されるので、非晶質軟磁性合
金射出成形体の透磁率を高くすることができて、軟磁気
特性を向上できる。
体の製造方法は、溶湯ノズルの先端を湯道の先端に当接
して溶湯ノズルにより成形金型を加熱した後に、キャビ
ティに溶湯を射出するので、溶湯が湯道からキャビティ
に至るまでの間に固化することがなくキャビティへの溶
湯の流れが円滑になってキャビティに溶湯を充填しやす
くなり、形状の大きなバルク状の射出成形体を製造でき
る。また、溶湯を冷却した後の成形金型の温度が、成形
金型を溶湯ノズルにより加熱しなかった場合に比して高
くなるので、成形された非晶質軟磁性合金射出成形体の
温度が比較的高いまま維持され、射出成形体の内部応力
が緩和されて歪みが小さくなり、割れの発生を防止でき
る。また、内部応力が緩和されるので、非晶質軟磁性合
金射出成形体の透磁率を高くすることができて、軟磁気
特性を向上できる。
【００６７】更に、本発明の成形金型は、円環状のキャ
ビティと、キャビティに連通してキャビティの放射方向
に延在する湯道とからなり、溶湯をキャビティに充填す
る際に、溶湯が湯道とキャビティとの接続部分で２方向
に分流するので、溶湯をすばやくキャビティに充填する
ことができ、形状の大きな射出成形体が得られる。
ビティと、キャビティに連通してキャビティの放射方向
に延在する湯道とからなり、溶湯をキャビティに充填す
る際に、溶湯が湯道とキャビティとの接続部分で２方向
に分流するので、溶湯をすばやくキャビティに充填する
ことができ、形状の大きな射出成形体が得られる。
【図１】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合金
射出成形体の斜視図である。
射出成形体の斜視図である。
【図２】 図１に示す非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法を説明するための模式図である。
造方法を説明するための模式図である。
【図３】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合金
射出成形体を製造する際に用いる溶湯ノズルの構成を示
す模式図である。
射出成形体を製造する際に用いる溶湯ノズルの構成を示
す模式図である。
【図４】 図１に示す非晶質軟磁性合金射出成形体を製
造する際に用いる成形金型の斜視図である。
造する際に用いる成形金型の斜視図である。
【図５】射出成形前駆体を示す斜視図である。
【図６】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合金
射出成形体の斜視図である。
射出成形体の斜視図である。
【図７】 図６に示す非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法を説明するための模式図である。
造方法を説明するための模式図である。
【図８】 図６に示す非晶質軟磁性合金射出成形体を製
造する際に用いる成形金型の斜視図である。
造する際に用いる成形金型の斜視図である。
【図９】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合金
射出成形体の斜視図である。
射出成形体の斜視図である。
【図１０】 図９に示す非晶質軟磁性合金射出成形体の
製造方法を説明するための模式図である。
製造方法を説明するための模式図である。
【図１１】 図９に示す非晶質軟磁性合金射出成形体を
製造する際に用いる成形金型の斜視図である。
製造する際に用いる成形金型の斜視図である。
【図１２】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合
金射出成形体及びこの非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法を説明するための図である。
金射出成形体及びこの非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法を説明するための図である。
【図１３】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合
金射出成形体及びこの非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法を説明するための図である。
金射出成形体及びこの非晶質軟磁性合金射出成形体の製
造方法を説明するための図である。
【図１４】 本発明の実施の形態である非晶質軟磁性合
金射出成形体の斜視図である。
金射出成形体の斜視図である。
【図１５】 従来の非晶質軟磁性合金射出成形体の製造
方法を説明するための模式図である。
方法を説明するための模式図である。
【図１６】 Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3
なる組成の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例１）の
Ｘ線回折パターンを示す図である。
なる組成の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例１）の
Ｘ線回折パターンを示す図である。
【図１７】 Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3
なる組成の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例１）の
示差走査熱量測定の結果を示す図である。
なる組成の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例１）の
示差走査熱量測定の結果を示す図である。
【図１８】 Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3
なる組成の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例４〜実
施例９）のＸ線回折パターンを示す図である。
なる組成の非晶質軟磁性合金射出成形体（実施例４〜実
施例９）のＸ線回折パターンを示す図である。
１１ 非晶質軟磁性合金射出成形体 １１ａ 外周面 １１ｂ 内周面 ２１ 成形金型 ２２ キャビティ ２２ａ 外周型面 ２２ｂ 内周型面 ２３ 湯道 ２４ 湯口（湯道の先端） ２９ 接続部分 ３１ 溶湯ノズル ５１ 射出成形前駆体
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉田 昌二 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 水嶋 隆夫 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806
Claims (18)
- 【請求項１】 ΔＴx＝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。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属
ガラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出され
て成形されてなることを特徴とする非晶質軟磁性合金射
出成形体。 - 【請求項２】 前記溶湯が、前記成形金型内で２以上の
方向に分流されて前記キャビティに射出されて成形され
てなることを特徴とする請求項１記載の非晶質軟磁性合
金射出成形体。 - 【請求項３】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で表
されるものであることを特徴とする請求項１または請求
項２記載の非晶質軟磁性合金射出成形体。 Ａｌ： １〜１０原子％ Ｇａ： ０．５ 〜４原子％ Ｐ：１５原子％以下 Ｃ： ７原子％以下 Ｂ： ２ 〜１０原子％ Ｓｉ：１５原子％以下 Ｆｅ： 残部 - 【請求項４】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で表
されるものであることを特徴とする請求項１または請求
項２記載の非晶質軟磁性合金射出成形体。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw 但し、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種であ
り、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、５原子
％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１５
原子％≦ｗ≦２２原子％である。 - 【請求項５】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で表
されるものであることを特徴とする請求項１または請求
項２記載の非晶質軟磁性合金射出成形体。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。 - 【請求項６】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で表
されるものであることを特徴とする請求項１または請求
項２記載の非晶質軟磁性合金射出成形体。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。 - 【請求項７】 ΔＴx＝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。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属
ガラス合金の溶湯が、成形金型のキャビティに射出され
て円環状に成形されてなり、請求項１ないし請求項６の
いずれかの構成を具備することを特徴とする磁気部品。 - 【請求項８】 ΔＴx＝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。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である金属
ガラス合金の溶湯を、溶湯ノズルから成形金型のキャビ
ティに射出し、前記成形金型内で前記溶湯を少なくとも
２方向以上に分流して該キャビティに前記溶湯を充填
し、前記溶湯を冷却することを特徴とする非晶質軟磁性
合金射出成形体の製造方法。 - 【請求項９】 前記成形金型は、前記キャビティと前記
キャビティに連通して前記溶湯を前記キャビティに導く
湯道とを備えて、前記キャビティが前記湯道の終端から
２以上の方向に分岐するようにして構成され、 前記溶湯は、前記湯道の終端において２以上の方向に分
流して前記キャビティに充填されることを特徴とする請
求項８記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法。 - 【請求項１０】 前記キャビティにより成形されたキャ
ビティ成形部と前記湯道により成形された湯道成形部と
を具備し、かつ前記キャビティ成形部が前記湯道成形部
から２以上の方向に分岐されてなる射出成形前駆体を形
成し、 前記射出成形前駆体の前記湯道成形部を除去してなるこ
とを特徴とする請求項９記載の非晶質軟磁性合金射出成
形体の製造方法。 - 【請求項１１】 前記キャビティは、円環状とされたこ
とを特徴とする請求項８ないし請求項１０のいずれかに
記載の非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法。 - 【請求項１２】 前記溶湯ノズルの先端を前記湯道の先
端に当接して前記溶湯ノズルにより前記成形金型を加熱
した後に、前記キャビティに前記溶湯を射出することを
特徴とする請求項８ないし請求項１１のいずれかに記載
の非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法。 - 【請求項１３】 前記溶湯ノズルから前記成形金型の前
記キャビティに溶湯を射出した後に、前記溶湯ノズルの
先端を前記湯道の先端に当接した状態で保持することを
特徴とする請求項８ないし請求項１２のいずれかに記載
の非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法。 - 【請求項１４】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする請求項８ないし請
求項１３のいずれかに記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法。 Ａｌ： １〜１０原子％ Ｇａ： ０．５ 〜４原子％ Ｐ：１５原子％以下 Ｃ： ７原子％以下 Ｂ： ２ 〜１０原子％ Ｓｉ：１５原子％以下 Ｆｅ： 残部 - 【請求項１５】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする請求項８ないし請
求項１３のいずれかに記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法。 Ｃｏ100-x-y-z-wＴxＭyＬzＢw ただし、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
ｘ、ｙ、ｚ、ｗは、０原子％≦ｘ≦３０原子％、 ５原
子％≦ｙ≦１５原子％、０≦原子％ｚ≦１０原子％、１
５原子％≦ｗ≦２２原子％である。 - 【請求項１６】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする請求項８ないし請
求項１３のいずれかに記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＤxＢy 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ａ、
ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．２９、０≦ｂ≦０．４３、
５原子％≦ｘ≦２０原子％、１０原子％≦ｙ≦２２原子
％である。 - 【請求項１７】 前記金属ガラス合金が、下記の組成で
表されるものであることを特徴とする請求項８ないし請
求項１３のいずれかに記載の非晶質軟磁性合金射出成形
体の製造方法。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-y-zＤxＢyＸz 但し、ＤはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種または２種以上からなる元素であり、ＸはＣ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上からな
る元素であり、ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０．２
９、０≦ｂ≦０．４３、５原子％≦ｘ≦２０原子％、１
０原子％≦ｙ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦５原子％で
ある。 - 【請求項１８】 請求項１ないし請求項６のいずれかに
記載の非晶質軟磁性合金射出成形体を製造する際に用い
る成形金型であり、円環状のキャビティと、前記キャビ
ティに連通する湯道とを少なくとも具備してなり、少な
くとも前記キャビティは、前記非晶質軟磁性合金射出成
形体の外周面及び内周面をそれぞれ成形する外周型面及
び内周型面により構成され、前記湯道が前記外周型面か
ら前記キャビティの放射方向に向けて延在されているこ
とを特徴とする非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金
型。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1249099A JP2000119826A (ja) | 1998-08-11 | 1999-01-20 | 非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-227417 | 1998-08-11 | ||
| JP22741798 | 1998-08-11 | ||
| JP1249099A JP2000119826A (ja) | 1998-08-11 | 1999-01-20 | 非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000119826A true JP2000119826A (ja) | 2000-04-25 |
Family
ID=26348127
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1249099A Withdrawn JP2000119826A (ja) | 1998-08-11 | 1999-01-20 | 非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000119826A (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007204812A (ja) * | 2006-02-01 | 2007-08-16 | Tohoku Univ | 金属ガラス合金の製造方法および金属ガラス合金製品の製造方法 |
| JP2009279598A (ja) * | 2008-05-20 | 2009-12-03 | Seiko Epson Corp | 成形型及びこれを使用して形成される金属ガラス合金製の中間成形体 |
| JP2014502923A (ja) * | 2010-12-23 | 2014-02-06 | カリフォルニア・インスティテュート・オブ・テクノロジー | 急速コンデンサ放電による金属ガラスのシート形成 |
| CN103722147A (zh) * | 2012-10-15 | 2014-04-16 | 苹果公司 | 通过rf功率的同轴熔化控制 |
| CN104275458A (zh) * | 2013-07-11 | 2015-01-14 | 科卢斯博知识产权有限公司 | 用于熔融合金约束的不均匀地间隔的感应线圈 |
| US9067258B2 (en) | 2008-03-21 | 2015-06-30 | California Institute Of Technology | Forming of metallic glass by rapid capacitor discharge forging |
| US9297058B2 (en) | 2008-03-21 | 2016-03-29 | California Institute Of Technology | Injection molding of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US9309580B2 (en) | 2008-03-21 | 2016-04-12 | California Institute Of Technology | Forming of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US9393612B2 (en) | 2012-11-15 | 2016-07-19 | Glassimetal Technology, Inc. | Automated rapid discharge forming of metallic glasses |
| CN106062234A (zh) * | 2013-10-25 | 2016-10-26 | 格尔登知识产权有限公司 | 用于粉末注射成型的含非晶态合金进料 |
| US9845523B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-12-19 | Glassimetal Technology, Inc. | Methods for shaping high aspect ratio articles from metallic glass alloys using rapid capacitive discharge and metallic glass feedstock for use in such methods |
| US9873151B2 (en) | 2014-09-26 | 2018-01-23 | Crucible Intellectual Property, Llc | Horizontal skull melt shot sleeve |
| US10022779B2 (en) | 2014-07-08 | 2018-07-17 | Glassimetal Technology, Inc. | Mechanically tuned rapid discharge forming of metallic glasses |
| US10029304B2 (en) | 2014-06-18 | 2018-07-24 | Glassimetal Technology, Inc. | Rapid discharge heating and forming of metallic glasses using separate heating and forming feedstock chambers |
| US10213822B2 (en) | 2013-10-03 | 2019-02-26 | Glassimetal Technology, Inc. | Feedstock barrels coated with insulating films for rapid discharge forming of metallic glasses |
| US10273568B2 (en) | 2013-09-30 | 2019-04-30 | Glassimetal Technology, Inc. | Cellulosic and synthetic polymeric feedstock barrel for use in rapid discharge forming of metallic glasses |
| US10632529B2 (en) | 2016-09-06 | 2020-04-28 | Glassimetal Technology, Inc. | Durable electrodes for rapid discharge heating and forming of metallic glasses |
| US10682694B2 (en) | 2016-01-14 | 2020-06-16 | Glassimetal Technology, Inc. | Feedback-assisted rapid discharge heating and forming of metallic glasses |
-
1999
- 1999-01-20 JP JP1249099A patent/JP2000119826A/ja not_active Withdrawn
Cited By (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007204812A (ja) * | 2006-02-01 | 2007-08-16 | Tohoku Univ | 金属ガラス合金の製造方法および金属ガラス合金製品の製造方法 |
| US9463498B2 (en) | 2008-03-21 | 2016-10-11 | California Institute Of Technology | Sheet forming of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US9309580B2 (en) | 2008-03-21 | 2016-04-12 | California Institute Of Technology | Forming of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US9297058B2 (en) | 2008-03-21 | 2016-03-29 | California Institute Of Technology | Injection molding of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US9745641B2 (en) | 2008-03-21 | 2017-08-29 | California Institute Of Technology | Forming of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US8961716B2 (en) | 2008-03-21 | 2015-02-24 | California Institute Of Technology | Sheet forming of metallic glass by rapid capacitor discharge |
| US9067258B2 (en) | 2008-03-21 | 2015-06-30 | California Institute Of Technology | Forming of metallic glass by rapid capacitor discharge forging |
| JP2009279598A (ja) * | 2008-05-20 | 2009-12-03 | Seiko Epson Corp | 成形型及びこれを使用して形成される金属ガラス合金製の中間成形体 |
| JP2014502923A (ja) * | 2010-12-23 | 2014-02-06 | カリフォルニア・インスティテュート・オブ・テクノロジー | 急速コンデンサ放電による金属ガラスのシート形成 |
| US9810482B2 (en) | 2012-10-15 | 2017-11-07 | Apple Inc. | Inline melt control via RF power |
| JP2016095127A (ja) * | 2012-10-15 | 2016-05-26 | アップル インコーポレイテッド | Ｒｆ電力によるインライン溶融制御 |
| CN103722147A (zh) * | 2012-10-15 | 2014-04-16 | 苹果公司 | 通过rf功率的同轴熔化控制 |
| JP2014098538A (ja) * | 2012-10-15 | 2014-05-29 | Apple Inc | Ｒｆ電力によるインライン溶融制御 |
| US10197335B2 (en) | 2012-10-15 | 2019-02-05 | Apple Inc. | Inline melt control via RF power |
| US9393612B2 (en) | 2012-11-15 | 2016-07-19 | Glassimetal Technology, Inc. | Automated rapid discharge forming of metallic glasses |
| US9845523B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-12-19 | Glassimetal Technology, Inc. | Methods for shaping high aspect ratio articles from metallic glass alloys using rapid capacitive discharge and metallic glass feedstock for use in such methods |
| CN104275458A (zh) * | 2013-07-11 | 2015-01-14 | 科卢斯博知识产权有限公司 | 用于熔融合金约束的不均匀地间隔的感应线圈 |
| CN104275458B (zh) * | 2013-07-11 | 2018-04-20 | 科卢斯博知识产权有限公司 | 用于熔融合金约束的不均匀地间隔的感应线圈 |
| US10273568B2 (en) | 2013-09-30 | 2019-04-30 | Glassimetal Technology, Inc. | Cellulosic and synthetic polymeric feedstock barrel for use in rapid discharge forming of metallic glasses |
| US10213822B2 (en) | 2013-10-03 | 2019-02-26 | Glassimetal Technology, Inc. | Feedstock barrels coated with insulating films for rapid discharge forming of metallic glasses |
| CN106062234A (zh) * | 2013-10-25 | 2016-10-26 | 格尔登知识产权有限公司 | 用于粉末注射成型的含非晶态合金进料 |
| US10029304B2 (en) | 2014-06-18 | 2018-07-24 | Glassimetal Technology, Inc. | Rapid discharge heating and forming of metallic glasses using separate heating and forming feedstock chambers |
| US10022779B2 (en) | 2014-07-08 | 2018-07-17 | Glassimetal Technology, Inc. | Mechanically tuned rapid discharge forming of metallic glasses |
| US9873151B2 (en) | 2014-09-26 | 2018-01-23 | Crucible Intellectual Property, Llc | Horizontal skull melt shot sleeve |
| US10682694B2 (en) | 2016-01-14 | 2020-06-16 | Glassimetal Technology, Inc. | Feedback-assisted rapid discharge heating and forming of metallic glasses |
| US10632529B2 (en) | 2016-09-06 | 2020-04-28 | Glassimetal Technology, Inc. | Durable electrodes for rapid discharge heating and forming of metallic glasses |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2000119826A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 | |
| TWI434944B (zh) | 非晶合金組成物 | |
| US8961868B2 (en) | Nanocomposite bulk magnet and process for producing same | |
| TWI512767B (zh) | 具有減少表面突起物的鐵磁性非晶合金帶，鑄造方法及其應用 | |
| US20100188186A1 (en) | Soft magnetic amorphous alloy | |
| EP1762632B1 (en) | Iron-based rare-earth-containing nanocomposite magnet and process for producing the same | |
| JP2009293099A (ja) | 高耐食非晶質合金 | |
| EP1482064B1 (en) | Soft magnetic metallic glass alloy | |
| JP3877893B2 (ja) | 高周波用高透磁率金属ガラス合金 | |
| US20090129966A1 (en) | Iron-based rare-earth-containing nanocomposite magnet and process for producing the same | |
| US7223310B2 (en) | Soft magnetic co-based metallic glass alloy | |
| JP2004363235A (ja) | 圧粉コア | |
| KR102231316B1 (ko) | Fe 기 합금 조성물, 연자성 재료, 자성 부재, 전기·전자 관련 부품 및 기기 | |
| JP5069408B2 (ja) | 非晶質磁性合金 | |
| JP2002184616A (ja) | 圧粉磁心 | |
| JP4216918B2 (ja) | Ｃｏ基非晶質軟磁性合金 | |
| JP2001205410A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 | |
| JP3756405B2 (ja) | 軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金 | |
| EP0899754A1 (en) | Matgnetic core including Fe-based glassy alloy | |
| JP3532392B2 (ja) | バルク磁心 | |
| JP2000271714A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 | |
| JP3532390B2 (ja) | 積層磁心 | |
| JP2001316782A (ja) | 非晶質軟磁性合金 | |
| JPH0373612B2 (ja) | ||
| JP2001076921A (ja) | 軟磁性合金磁心及び磁気素子 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060404 |