JP2000256812A - 軟磁性金属ガラス合金 - Google Patents
軟磁性金属ガラス合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は過冷却液体の温度間隔が極めて広
く、室温で軟磁性を有し、従来の液体急冷法で得られる
アモルファス合金薄帯よりも厚く製造できる可能性を有
する３元系を主体とする軟磁性金属ガラス合金の提供を
目的とする。 【解決手段】 本発明は、下記組成式で表され、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以上を有するものである。 Ｆｅ100-x-yＭxＢy ただしＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
x及びyは、原子％で３≦x≦１４、９≦y≦２２の範囲で
ある。
く、室温で軟磁性を有し、従来の液体急冷法で得られる
アモルファス合金薄帯よりも厚く製造できる可能性を有
する３元系を主体とする軟磁性金属ガラス合金の提供を
目的とする。 【解決手段】 本発明は、下記組成式で表され、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以上を有するものである。 Ｆｅ100-x-yＭxＢy ただしＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
x及びyは、原子％で３≦x≦１４、９≦y≦２２の範囲で
ある。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、３元系を主体とし
た軟磁性金属ガラス合金に関するもので、広い過冷却液
体を有し、優れた軟磁気特性を有するものに関する。
た軟磁性金属ガラス合金に関するもので、広い過冷却液
体を有し、優れた軟磁気特性を有するものに関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から多元素合金のある種のものは、
結晶化の前の過冷却液体の状態においてある広い温度領
域を有し、これらは、金属ガラス合金（glassy alloy）
を構成するものとして知られている。そして、この種の
金属ガラス合金は、従来公知の液体急冷法で製造したア
モルファス合金の薄帯に比べてはるかに厚いバルク状の
アモルファス合金となることも知られている。
結晶化の前の過冷却液体の状態においてある広い温度領
域を有し、これらは、金属ガラス合金（glassy alloy）
を構成するものとして知られている。そして、この種の
金属ガラス合金は、従来公知の液体急冷法で製造したア
モルファス合金の薄帯に比べてはるかに厚いバルク状の
アモルファス合金となることも知られている。
【０００３】従来、アモルファス合金の薄帯と言えば、
１９６０年代において最初に製造されたＦｅ-Ｐ-Ｃ系の
アモルファス合金、１９７０年代において製造された
（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｐ-Ｂ系、（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｓ
ｉ-Ｂ系合金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ,
Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｍ（Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ）系合金、（Ｆｅ,Ｃ
ｏ,Ｎｉ）-Ｍ（Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ）-Ｂ系合金が知られて
いるが、これらは、いずれも、１０5Ｋ／ｓレベルの冷
却速度で急冷して製造する必要があり、製造されたもの
の厚さは５０μｍ以下の薄帯であった。また、金属ガラ
ス合金では、厚さ数ｍｍのものが得られ、このような種
類の金属ガラス合金として、１９８８年〜１９９１年に
かけて、Ｌｎ-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-
ＴＭ（ただし、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示
す。）系等の組成のものが発見されている。
１９６０年代において最初に製造されたＦｅ-Ｐ-Ｃ系の
アモルファス合金、１９７０年代において製造された
（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｐ-Ｂ系、（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｓ
ｉ-Ｂ系合金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ,
Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｍ（Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ）系合金、（Ｆｅ,Ｃ
ｏ,Ｎｉ）-Ｍ（Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ）-Ｂ系合金が知られて
いるが、これらは、いずれも、１０5Ｋ／ｓレベルの冷
却速度で急冷して製造する必要があり、製造されたもの
の厚さは５０μｍ以下の薄帯であった。また、金属ガラ
ス合金では、厚さ数ｍｍのものが得られ、このような種
類の金属ガラス合金として、１９８８年〜１９９１年に
かけて、Ｌｎ-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-
ＴＭ（ただし、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示
す。）系等の組成のものが発見されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来知
られているこれらの金属ガラス合金は、いずれも、室温
において磁性を持つことはなく、この点において磁性材
料として見た場合に工業的には大きな制約があった。従
って、従来より室温で磁性を有し、厚いバルク状のもの
を得ることができる可能性を有する金属ガラス合金の研
究開発が進められている。
られているこれらの金属ガラス合金は、いずれも、室温
において磁性を持つことはなく、この点において磁性材
料として見た場合に工業的には大きな制約があった。従
って、従来より室温で磁性を有し、厚いバルク状のもの
を得ることができる可能性を有する金属ガラス合金の研
究開発が進められている。
【０００５】ここで各種の組成の合金において、過冷却
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
隔ΔＴx、即ち、結晶化開始温度（Ｔx）とガラス遷移温
度（Ｔg）との差、即ち、（Ｔx−Ｔg）の値は一般に小
さく、現実的には、 金属ガラス形成能に乏しく、実用
性のないものであることを考慮すると、前記の通りの広
い過冷却液体の温度領域を持ち、冷却によって金属ガラ
スを構成することのできる合金の存在は、従来公知のア
モルファス合金の薄帯としての厚さの制約を克服可能な
ことから、冶金学的には大いに注目されるものである。
しかし、工業材料として発展できるか否かは、室温で強
磁性を示す金属ガラス合金の発見が鍵となっている。
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
隔ΔＴx、即ち、結晶化開始温度（Ｔx）とガラス遷移温
度（Ｔg）との差、即ち、（Ｔx−Ｔg）の値は一般に小
さく、現実的には、 金属ガラス形成能に乏しく、実用
性のないものであることを考慮すると、前記の通りの広
い過冷却液体の温度領域を持ち、冷却によって金属ガラ
スを構成することのできる合金の存在は、従来公知のア
モルファス合金の薄帯としての厚さの制約を克服可能な
ことから、冶金学的には大いに注目されるものである。
しかし、工業材料として発展できるか否かは、室温で強
磁性を示す金属ガラス合金の発見が鍵となっている。
【０００６】ここで最近に至り、５元系あるいは６元系
の合金において磁性を有する金属ガラス合金の存在が報
告されるようになってきた。
の合金において磁性を有する金属ガラス合金の存在が報
告されるようになってきた。
【０００７】本願発明者らは、これら５元系あるいは６
元系の組成系において広い過冷却液体領域を有し、強磁
性を発現する理由として、原子半径の異なる多くの元素
からなる多元系合金とすることで、原子間の結び付きを
高め、ΔＴxを出すとともに、添加成分の調整により過
冷却液体領域を広げることができるものと推定してお
り、このような背景から本願発明者らは多元系の組成を
中心として材料開発を進めてきた。また、組成系として
３元系程度で金属ガラス合金を製造できるならば、より
好ましいと考えられるが、３元系の金属ガラス合金で磁
性を発現するものは知られていない。
元系の組成系において広い過冷却液体領域を有し、強磁
性を発現する理由として、原子半径の異なる多くの元素
からなる多元系合金とすることで、原子間の結び付きを
高め、ΔＴxを出すとともに、添加成分の調整により過
冷却液体領域を広げることができるものと推定してお
り、このような背景から本願発明者らは多元系の組成を
中心として材料開発を進めてきた。また、組成系として
３元系程度で金属ガラス合金を製造できるならば、より
好ましいと考えられるが、３元系の金属ガラス合金で磁
性を発現するものは知られていない。
【０００８】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、過冷却液体の温度間隔が極めて広く、室温で軟磁
性を有し、従来の液体急冷法で得られるアモルファス合
金薄帯よりも厚く製造できる可能性を有する３元系を主
体とする軟磁性金属ガラス合金を提供することを目的と
する。
あり、過冷却液体の温度間隔が極めて広く、室温で軟磁
性を有し、従来の液体急冷法で得られるアモルファス合
金薄帯よりも厚く製造できる可能性を有する３元系を主
体とする軟磁性金属ガラス合金を提供することを目的と
する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明に係る軟磁性金属
ガラス合金は、下記組成式で表され、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ΔＴ
xが２０Ｋ以上を有する。 Ｆｅ100-x-yＭxＢy ただしＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
x及びyは、原子％で３≦x≦１４、９≦y≦２２の範囲で
ある。この組成系において室温で強磁性を示し過冷却領
域の温度間隔ΔＴxの広い金属ガラス合金が得られる。
この金属ガラス合金は３元系を主体とし、構成元素数を
少なくできるので製造が容易であるとともに、高い比抵
抗を有する。
ガラス合金は、下記組成式で表され、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ΔＴ
xが２０Ｋ以上を有する。 Ｆｅ100-x-yＭxＢy ただしＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
x及びyは、原子％で３≦x≦１４、９≦y≦２２の範囲で
ある。この組成系において室温で強磁性を示し過冷却領
域の温度間隔ΔＴxの広い金属ガラス合金が得られる。
この金属ガラス合金は３元系を主体とし、構成元素数を
少なくできるので製造が容易であるとともに、高い比抵
抗を有する。
【００１０】前記本発明組成において、前記ΔＴxが４
０Ｋ以上であり、x及びyは、原子％で５≦x≦１０、１
２≦y≦１８の範囲であることが好ましい。本発明は、
前記組成式のＭ元素がＴｉであり、飽和磁束密度が０.
７Ｔ以上であり、透磁率が１３０００以上であることを
特徴とする。
０Ｋ以上であり、x及びyは、原子％で５≦x≦１０、１
２≦y≦１８の範囲であることが好ましい。本発明は、
前記組成式のＭ元素がＴｉであり、飽和磁束密度が０.
７Ｔ以上であり、透磁率が１３０００以上であることを
特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、図面を参照して本発明の実
施の形態について説明する。本発明に係る軟磁性金属ガ
ラス合金は、Ｆｅを主成分とし、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は
２種以上と、Ｂを所定量添加した成分系で実現される。
本発明に係る軟磁性金属ガラス合金は、一般式におい
て、 Ｆｅ100-x-yＭxＢy で表記することができ、この一般式において、３原子％
≦x≦１４原子％、９原子％≦y≦２３原子％なる関係が
好ましく、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素である。更に
前記の成分系において、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。前記の組成系において、Ｔｉを含む組成系でΔＴ
xが２０Ｋ以上であることが好ましい。また、前記の組
成系においてΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好ま
しい。
施の形態について説明する。本発明に係る軟磁性金属ガ
ラス合金は、Ｆｅを主成分とし、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は
２種以上と、Ｂを所定量添加した成分系で実現される。
本発明に係る軟磁性金属ガラス合金は、一般式におい
て、 Ｆｅ100-x-yＭxＢy で表記することができ、この一般式において、３原子％
≦x≦１４原子％、９原子％≦y≦２３原子％なる関係が
好ましく、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素である。更に
前記の成分系において、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。前記の組成系において、Ｔｉを含む組成系でΔＴ
xが２０Ｋ以上であることが好ましい。また、前記の組
成系においてΔＴxが６０Ｋ以上であることがより好ま
しい。
【００１２】「組成限定理由」本発明組成系において主
成分であるＦｅ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。ま
た、Ｆｅを多く含む成分系においてΔＴxが大きくなり
易く、Ｆｅを多く含む成分系において元素ＭとＢの含有
量を適正な値とすることで、ΔＴxの値を６０Ｋ以上に
することができる。
成分であるＦｅ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。ま
た、Ｆｅを多く含む成分系においてΔＴxが大きくなり
易く、Ｆｅを多く含む成分系において元素ＭとＢの含有
量を適正な値とすることで、ΔＴxの値を６０Ｋ以上に
することができる。
【００１３】ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる元
素である。これらはアモルファスを生成させるために有
効な元素であり、元素Ｍのうち、特にＴｉが有効であ
る。
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる元
素である。これらはアモルファスを生成させるために有
効な元素であり、元素Ｍのうち、特にＴｉが有効であ
る。
【００１４】Ｂは、高いアモルファス形成能があり、本
発明では９原子％以上、２３原子％以下の範囲で添加す
る。この範囲を外れてＢが９原子％未満であると、ΔＴ
xが消滅するために好ましくなく、２２原子％よりも大
きくなるとアモルファスが形成できなくなるために好ま
しくない。
発明では９原子％以上、２３原子％以下の範囲で添加す
る。この範囲を外れてＢが９原子％未満であると、ΔＴ
xが消滅するために好ましくなく、２２原子％よりも大
きくなるとアモルファスが形成できなくなるために好ま
しくない。
【００１５】前記Ｆｅ100-x-yＭxＢyなる組成式におい
て、元素Ｍの組成比を示すｘが５原子％≦ｘ≦１１原子
％の範囲、Ｂの組成比を示すyが１４原子％≦y≦２２原
子％の範囲であることが先の組成範囲より好ましく、更
には、元素Ｍの組成比を示すｘが５原子％≦ｘ≦１０原
子％の範囲、Ｂの組成比を示すyが１４原子％≦y≦１８
原子％の範囲であることがより好ましい。なお、これら
の組成範囲の中でも、ΔＴxを６０Ｋ以上とするために
は、元素ＭをＴｉとして、５原子％≦Ｔｉ≦１１原子
％、１４原子％≦Ｂ≦１７原子％の範囲とすることが好
ましい。
て、元素Ｍの組成比を示すｘが５原子％≦ｘ≦１１原子
％の範囲、Ｂの組成比を示すyが１４原子％≦y≦２２原
子％の範囲であることが先の組成範囲より好ましく、更
には、元素Ｍの組成比を示すｘが５原子％≦ｘ≦１０原
子％の範囲、Ｂの組成比を示すyが１４原子％≦y≦１８
原子％の範囲であることがより好ましい。なお、これら
の組成範囲の中でも、ΔＴxを６０Ｋ以上とするために
は、元素ＭをＴｉとして、５原子％≦Ｔｉ≦１１原子
％、１４原子％≦Ｂ≦１７原子％の範囲とすることが好
ましい。
【００１６】前記組成系の軟磁性金属ガラス合金材を製
造するには、例えば、各成分の元素単体粉末を用意し、
前記組成範囲になるようにこれらの元素単体粉末を混合
し、次いでこの混合粉末をＡｒガス等の不活性ガス雰囲
気中において、るつぼ等の溶解装置で溶解して所定組成
の合金溶湯を得る。次にこの合金溶湯を単ロール法を用
いて急冷することで、軟磁性金属ガラス合金薄帯を得る
ことができる。単ロール法とは、回転している金属ロー
ルに溶湯を吹き付けて急冷し、溶湯を冷却した薄帯状の
金属ガラスを得る方法である。なおここで、金属ガラス
合金を製造する場合に用いる方法は単ロール法に限ら
ず、双ロール法あるいはアモルファス合金を製造する場
合に用いられている他の種々の方法で差し支えない。更
に金属ガラス合金として薄帯以外の形状を得る場合には
アトマイズ法などの急冷粉末製造法、射出成形法などの
方法でも差し支えない。
造するには、例えば、各成分の元素単体粉末を用意し、
前記組成範囲になるようにこれらの元素単体粉末を混合
し、次いでこの混合粉末をＡｒガス等の不活性ガス雰囲
気中において、るつぼ等の溶解装置で溶解して所定組成
の合金溶湯を得る。次にこの合金溶湯を単ロール法を用
いて急冷することで、軟磁性金属ガラス合金薄帯を得る
ことができる。単ロール法とは、回転している金属ロー
ルに溶湯を吹き付けて急冷し、溶湯を冷却した薄帯状の
金属ガラスを得る方法である。なおここで、金属ガラス
合金を製造する場合に用いる方法は単ロール法に限ら
ず、双ロール法あるいはアモルファス合金を製造する場
合に用いられている他の種々の方法で差し支えない。更
に金属ガラス合金として薄帯以外の形状を得る場合には
アトマイズ法などの急冷粉末製造法、射出成形法などの
方法でも差し支えない。
【００１７】ここで従来からＦｅ系の合金として、Ｆｅ
-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｂ系等の組
成のものがガラス遷移を起こすものとして知られている
が、これらの合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxはいず
れも２０Ｋ以下と極めて小さく、実際的に金属ガラス合
金として構成することはできない。これに対して、本発
明方法で製造するべき軟磁性金属ガラス合金は、この過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが、２０Ｋを超えて、３０Ｋ
以上を確実に得られ、組成によっては４０〜６３Ｋ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
Ｆｅ基合金からは全く予期されないものである。しか
も、軟磁性についても室温で優れた特性を有するこの系
の軟磁性金属ガラス合金は、これまでの知見に見られな
い全く新規なもので、これまでアモルファス合金が薄帯
としてしか実現できなかったのに対し、バルク状のもの
の製造を可能とし、遥かに実用性に優れたものとなる。
-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｂ系等の組
成のものがガラス遷移を起こすものとして知られている
が、これらの合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxはいず
れも２０Ｋ以下と極めて小さく、実際的に金属ガラス合
金として構成することはできない。これに対して、本発
明方法で製造するべき軟磁性金属ガラス合金は、この過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが、２０Ｋを超えて、３０Ｋ
以上を確実に得られ、組成によっては４０〜６３Ｋ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
Ｆｅ基合金からは全く予期されないものである。しか
も、軟磁性についても室温で優れた特性を有するこの系
の軟磁性金属ガラス合金は、これまでの知見に見られな
い全く新規なもので、これまでアモルファス合金が薄帯
としてしか実現できなかったのに対し、バルク状のもの
の製造を可能とし、遥かに実用性に優れたものとなる。
【００１８】以上のように得られた本発明組成系の金属
ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋを
大きく超えて、組成によっては６３Ｋの極めて高いΔＴ
xを示し、従来一般のアモルファス材料に比べて溶湯か
ら急冷して製造する際の急冷条件を緩くできるので、薄
帯であれば従来のアモルファス材料の薄帯よりも厚いも
のを得ることができ、急冷時の製造条件によっては数ｍ
ｍの厚さを有するバルク状のものを得ることができる可
能性を有する。
ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋを
大きく超えて、組成によっては６３Ｋの極めて高いΔＴ
xを示し、従来一般のアモルファス材料に比べて溶湯か
ら急冷して製造する際の急冷条件を緩くできるので、薄
帯であれば従来のアモルファス材料の薄帯よりも厚いも
のを得ることができ、急冷時の製造条件によっては数ｍ
ｍの厚さを有するバルク状のものを得ることができる可
能性を有する。
【００１９】また、本発明組成系の金属ガラス合金は、
透磁率が極めて高く、実効透磁率において１３０００を
超えるものを容易に得ることができ、組成に応じて２９
０００の極めて優れた実効透磁率を得ることができる。
よって本発明組成系の金属ガラス合金を磁気ヘッドのコ
ア材として適用することが可能であり、その場合に従来
のアモルファス材料よりも厚いものを利用できるので従
来の薄いアモルファス薄帯を積層して構成していたコア
材よりも磁性材料の占積率を高めた好適なものを得るこ
とができる。
透磁率が極めて高く、実効透磁率において１３０００を
超えるものを容易に得ることができ、組成に応じて２９
０００の極めて優れた実効透磁率を得ることができる。
よって本発明組成系の金属ガラス合金を磁気ヘッドのコ
ア材として適用することが可能であり、その場合に従来
のアモルファス材料よりも厚いものを利用できるので従
来の薄いアモルファス薄帯を積層して構成していたコア
材よりも磁性材料の占積率を高めた好適なものを得るこ
とができる。
【００２０】次に、本発明組成系の金属ガラス合金は、
組成によって１.９〜２.０×１０-6・Ω・ｍ程度の高い
比抵抗を有するので、高周波用途に供した場合に渦電流
損失を低減することが可能であり、磁気ヘッドやトラン
ス等の高周波対応の磁気部品用として好適である。
組成によって１.９〜２.０×１０-6・Ω・ｍ程度の高い
比抵抗を有するので、高周波用途に供した場合に渦電流
損失を低減することが可能であり、磁気ヘッドやトラン
ス等の高周波対応の磁気部品用として好適である。
【００２１】
【実施例】種々の組成比のＦｅ-Ｔｉ-Ｂ母合金をアーク
炉で溶製した。溶製には小塊状の純鉄とＴｉとＢを所定
量秤量し、これらを溶解することで母合金を製造した。
次に、この母合金をルツボで溶解し、アルゴンガス減圧
雰囲気中において４０ｍ／ｓで回転しているロールにル
ツボ下端のノズルから射出圧力５.９×１０4Ｐａで回転
中の金属ロールに吹き出して急冷する単ロール法を実施
することにより、幅約１ｍｍ、厚さ約２０μｍの金属ガ
ラス合金薄帯の試料を製造した。得られた試料は、Ｘ線
回折と示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により分析し、振動
試料型磁力計（ＶＳＭ）にて飽和磁化（σｓ）を測定
し、直流Ｂ-Ｈループトレーサにより保磁力（Ｈｃ）を
測定し、インピーダンスアナライザにより実効透磁率
（μｅ）をいずれも室温で測定した。また、磁歪（λ
ｓ）は三端子容量法により測定した。
炉で溶製した。溶製には小塊状の純鉄とＴｉとＢを所定
量秤量し、これらを溶解することで母合金を製造した。
次に、この母合金をルツボで溶解し、アルゴンガス減圧
雰囲気中において４０ｍ／ｓで回転しているロールにル
ツボ下端のノズルから射出圧力５.９×１０4Ｐａで回転
中の金属ロールに吹き出して急冷する単ロール法を実施
することにより、幅約１ｍｍ、厚さ約２０μｍの金属ガ
ラス合金薄帯の試料を製造した。得られた試料は、Ｘ線
回折と示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により分析し、振動
試料型磁力計（ＶＳＭ）にて飽和磁化（σｓ）を測定
し、直流Ｂ-Ｈループトレーサにより保磁力（Ｈｃ）を
測定し、インピーダンスアナライザにより実効透磁率
（μｅ）をいずれも室温で測定した。また、磁歪（λ
ｓ）は三端子容量法により測定した。
【００２２】図１はＦｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる組成
の合金のΔＴxを示す三角組成図である。図１において
〇印で示す試料が金属ガラス合金を示し、●印で示す試
料がアモルファス合金を示し、△印で示す試料がアモル
ファスと結晶の混合組織の試料を示し、□印で示す試料
が結晶質合金を示す。この図に示す結果から、Ｆｅ-Ｔ
ｉ-Ｂ系の３元系合金において、３原子％≦Ｔｉ≦１４
原子％、９原子％≦Ｂ≦２２原子％、７０原子％≦Ｆｅ
≦８０原子％の範囲とするとΔＴxが発現する金属ガラ
スを得られ易いことがわかる。この範囲の中でも、５原
子％≦Ｔｉ≦１１原子％の範囲、１４原子％≦Ｂ≦２２
原子％、７２原子％≦Ｆｅ≦７９原子％の範囲で仕切ら
れる実線の範囲で確実にΔＴxが３０Ｋを超える優れた
金属ガラスを得ることができることが明らかである。ま
た、図１に示す測定結果から、ＦｅとＴｉとＢの３元系
において、アモルファスを生成する組成領域の内部にΔ
Ｔxを発現して金属ガラスになる領域が存在することが
明らかになった。更に、ΔＴxとして、４０を超える値
を得るためには、５原子％≦Ｔｉ≦１１原子％、１４原
子％≦Ｂ≦１７原子％、７４原子％≦Ｆｅ≦７９原子％
の範囲であることが好ましいことも明らかである。
の合金のΔＴxを示す三角組成図である。図１において
〇印で示す試料が金属ガラス合金を示し、●印で示す試
料がアモルファス合金を示し、△印で示す試料がアモル
ファスと結晶の混合組織の試料を示し、□印で示す試料
が結晶質合金を示す。この図に示す結果から、Ｆｅ-Ｔ
ｉ-Ｂ系の３元系合金において、３原子％≦Ｔｉ≦１４
原子％、９原子％≦Ｂ≦２２原子％、７０原子％≦Ｆｅ
≦８０原子％の範囲とするとΔＴxが発現する金属ガラ
スを得られ易いことがわかる。この範囲の中でも、５原
子％≦Ｔｉ≦１１原子％の範囲、１４原子％≦Ｂ≦２２
原子％、７２原子％≦Ｆｅ≦７９原子％の範囲で仕切ら
れる実線の範囲で確実にΔＴxが３０Ｋを超える優れた
金属ガラスを得ることができることが明らかである。ま
た、図１に示す測定結果から、ＦｅとＴｉとＢの３元系
において、アモルファスを生成する組成領域の内部にΔ
Ｔxを発現して金属ガラスになる領域が存在することが
明らかになった。更に、ΔＴxとして、４０を超える値
を得るためには、５原子％≦Ｔｉ≦１１原子％、１４原
子％≦Ｂ≦１７原子％、７４原子％≦Ｆｅ≦７９原子％
の範囲であることが好ましいことも明らかである。
【００２３】図２はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金におい
て、各組成合金の保磁力を測定した結果を示す三角組成
図である。この図に示す結果から本発明組成範囲の試料
はいずれも低い保磁力を有することが判明した。図３は
Ｆｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金において、各組成合金の磁
化を測定した結果を示す三角組成図である。この図に示
す結果から本発明組成範囲の試料はいずれも高い磁化を
示すことが判明した。図４はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合
金において、各組成合金の実効透磁率を測定した結果を
示す三角組成図である。この図に示す結果から本発明組
成範囲の試料はいずれも高い実効透磁率を示すことが判
明した。これらの試料の中でも特に高いものにおいて
は、他の組成系の金属ガラス合金と比較しても極めて高
い２９０００、２６０００、２４０００の実効透磁率を
示した。
て、各組成合金の保磁力を測定した結果を示す三角組成
図である。この図に示す結果から本発明組成範囲の試料
はいずれも低い保磁力を有することが判明した。図３は
Ｆｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金において、各組成合金の磁
化を測定した結果を示す三角組成図である。この図に示
す結果から本発明組成範囲の試料はいずれも高い磁化を
示すことが判明した。図４はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合
金において、各組成合金の実効透磁率を測定した結果を
示す三角組成図である。この図に示す結果から本発明組
成範囲の試料はいずれも高い実効透磁率を示すことが判
明した。これらの試料の中でも特に高いものにおいて
は、他の組成系の金属ガラス合金と比較しても極めて高
い２９０００、２６０００、２４０００の実効透磁率を
示した。
【００２４】図５はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金におい
て、各組成合金のキュリー温度を測定した結果を示す三
角組成図、図６はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金におい
て、各組成合金の融点を測定した結果を示す三角組成
図、図７はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金において、各組
成合金の結晶化開始温度を測定した結果を示す三角組成
図である。更に図８はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金にお
いて、各組成合金のガラス転移点を測定した結果を示す
三角組成図、図９はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金におい
て、各組成合金の（ガラス転移点／融点）の値を示す三
角組成図である。これらの各図に示す測定結果から、本
願発明金属ガラス合金のキュリー温度と融点と結晶化開
始温度とガラス転移点を知ることができる。
て、各組成合金のキュリー温度を測定した結果を示す三
角組成図、図６はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金におい
て、各組成合金の融点を測定した結果を示す三角組成
図、図７はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金において、各組
成合金の結晶化開始温度を測定した結果を示す三角組成
図である。更に図８はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金にお
いて、各組成合金のガラス転移点を測定した結果を示す
三角組成図、図９はＦｅ-Ｔｉ-Ｂ系の３元系合金におい
て、各組成合金の（ガラス転移点／融点）の値を示す三
角組成図である。これらの各図に示す測定結果から、本
願発明金属ガラス合金のキュリー温度と融点と結晶化開
始温度とガラス転移点を知ることができる。
【００２５】なお、各図に示す試料において、Ｆｅ77.9
Ｔｉ6.5Ｂ15.6の組成の試料はΔＴx＝６３Ｋを示し、Ｆ
ｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組成の試料はＴｇ／Ｔｍ＝０.５
８、Ｔｍ＝１４９２Ｋを示し、Ｆｅ77.9Ｔｉ6.5Ｂ15.6
の組成の試料は実効透磁率μｅ＝２９０００を示し、Ｆ
ｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組成の試料はＢｓ＝１.２１Ｔを
示した。図１において、Ｆｅ77.9Ｔｉ6.5Ｂ15.6の組成
の試料はΔＴx＝６３Ｋ、Ｆｅ76.3Ｔｉ9.2Ｂ14.5の組成
の試料はΔＴx＝６０Ｋ、Ｆｅ79.0Ｔｉ6.8Ｂ14.2の組成
の試料はΔＴx＝５８Ｋ、Ｆｅ74.6Ｔｉ10.3Ｂ15.1の組
成の試料はΔＴx＝５４Ｋ、Ｆｅ78.0Ｔｉ6.4Ｂ15.6の組
成の試料はΔＴx＝４９Ｋ、Ｆｅ77.2Ｔｉ5.7Ｂ7.1の組
成の試料はΔＴx＝３４Ｋ、Ｆｅ75.3Ｔｉ5.1Ｂ19.6の組
成の試料はΔＴx＝３２Ｋ、Ｆｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組
成の試料はΔＴx＝３９Ｋを示した。なお、ΔＴxにおい
て６３Ｋの最大値を示した試料の比抵抗を測定したとこ
ろ、１.９×１０-6・Ω・ｍの値を示し、Ｔｇ／Ｔｍに
おいて０.５８の値を示した試料の比抵抗は２.０×１０
-6・Ω・ｍを示した。
Ｔｉ6.5Ｂ15.6の組成の試料はΔＴx＝６３Ｋを示し、Ｆ
ｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組成の試料はＴｇ／Ｔｍ＝０.５
８、Ｔｍ＝１４９２Ｋを示し、Ｆｅ77.9Ｔｉ6.5Ｂ15.6
の組成の試料は実効透磁率μｅ＝２９０００を示し、Ｆ
ｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組成の試料はＢｓ＝１.２１Ｔを
示した。図１において、Ｆｅ77.9Ｔｉ6.5Ｂ15.6の組成
の試料はΔＴx＝６３Ｋ、Ｆｅ76.3Ｔｉ9.2Ｂ14.5の組成
の試料はΔＴx＝６０Ｋ、Ｆｅ79.0Ｔｉ6.8Ｂ14.2の組成
の試料はΔＴx＝５８Ｋ、Ｆｅ74.6Ｔｉ10.3Ｂ15.1の組
成の試料はΔＴx＝５４Ｋ、Ｆｅ78.0Ｔｉ6.4Ｂ15.6の組
成の試料はΔＴx＝４９Ｋ、Ｆｅ77.2Ｔｉ5.7Ｂ7.1の組
成の試料はΔＴx＝３４Ｋ、Ｆｅ75.3Ｔｉ5.1Ｂ19.6の組
成の試料はΔＴx＝３２Ｋ、Ｆｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組
成の試料はΔＴx＝３９Ｋを示した。なお、ΔＴxにおい
て６３Ｋの最大値を示した試料の比抵抗を測定したとこ
ろ、１.９×１０-6・Ω・ｍの値を示し、Ｔｇ／Ｔｍに
おいて０.５８の値を示した試料の比抵抗は２.０×１０
-6・Ω・ｍを示した。
【００２６】図３はそれぞれの組成において飽和磁化を
測定した結果を示すが、図３において、Ｆｅ77.9Ｔｉ
6.5Ｂ15.6の組成の試料は飽和磁化から得られる値とし
て飽和磁束密度Ｂｓ＝０.９０Ｔを示した。同様に、Ｆ
ｅ76.3Ｔｉ9.2Ｂ14.5の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ
＝０.７６Ｔを示し、Ｆｅ79.0Ｔｉ6.8Ｂ14.2の組成の試
料は飽和磁束密度Ｂｓ＝０.９０Ｔを示し、Ｆｅ74.6Ｔ
ｉ10.3Ｂ15.1の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ＝０.７
０Ｔを示し、Ｆｅ78.0Ｔｉ6.4Ｂ15.6の組成の試料は飽
和磁束密度Ｂｓ＝０.９１Ｔを示し、Ｆｅ77.2Ｔｉ5.7Ｂ
7.1の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ＝１.０２Ｔを示
し、Ｆｅ75.3Ｔｉ5.1Ｂ19.6の組成の試料は飽和磁束密
度Ｂｓ＝１.１３Ｔを示した。また、Ｆｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ
20.8の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ＝１.２１Ｔを示
した。
測定した結果を示すが、図３において、Ｆｅ77.9Ｔｉ
6.5Ｂ15.6の組成の試料は飽和磁化から得られる値とし
て飽和磁束密度Ｂｓ＝０.９０Ｔを示した。同様に、Ｆ
ｅ76.3Ｔｉ9.2Ｂ14.5の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ
＝０.７６Ｔを示し、Ｆｅ79.0Ｔｉ6.8Ｂ14.2の組成の試
料は飽和磁束密度Ｂｓ＝０.９０Ｔを示し、Ｆｅ74.6Ｔ
ｉ10.3Ｂ15.1の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ＝０.７
０Ｔを示し、Ｆｅ78.0Ｔｉ6.4Ｂ15.6の組成の試料は飽
和磁束密度Ｂｓ＝０.９１Ｔを示し、Ｆｅ77.2Ｔｉ5.7Ｂ
7.1の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ＝１.０２Ｔを示
し、Ｆｅ75.3Ｔｉ5.1Ｂ19.6の組成の試料は飽和磁束密
度Ｂｓ＝１.１３Ｔを示した。また、Ｆｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ
20.8の組成の試料は飽和磁束密度Ｂｓ＝１.２１Ｔを示
した。
【００２７】図４は実効透磁率（μｅ）の測定結果を示
すが、Ｆｅ77.9Ｔｉ6.5Ｂ15.6の組成の試料は実効透磁
率μｅ＝２９０００を示した。同様に、Ｆｅ79.0Ｔｉ
6.8Ｂ14.2の組成の試料は実効透磁率μｅ＝２６０００
を示し、Ｆｅ74.6Ｔｉ10.3Ｂ15.1の組成の試料は実効透
磁率μｅ＝２４０００を示し、Ｆｅ78.0Ｔｉ6.4Ｂ15.6
の組成の試料は実効透磁率μｅ＝１５０００を示し、Ｆ
ｅ77.2Ｔｉ5.7Ｂ7.1の組成の試料は実効透磁率μｅ＝１
３０００を示し、Ｆｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組成の試料
は実効透磁率μｅ＝１５０００を示した。
すが、Ｆｅ77.9Ｔｉ6.5Ｂ15.6の組成の試料は実効透磁
率μｅ＝２９０００を示した。同様に、Ｆｅ79.0Ｔｉ
6.8Ｂ14.2の組成の試料は実効透磁率μｅ＝２６０００
を示し、Ｆｅ74.6Ｔｉ10.3Ｂ15.1の組成の試料は実効透
磁率μｅ＝２４０００を示し、Ｆｅ78.0Ｔｉ6.4Ｂ15.6
の組成の試料は実効透磁率μｅ＝１５０００を示し、Ｆ
ｅ77.2Ｔｉ5.7Ｂ7.1の組成の試料は実効透磁率μｅ＝１
３０００を示し、Ｆｅ74.3Ｔｉ4.9Ｂ20.8の組成の試料
は実効透磁率μｅ＝１５０００を示した。
【００２８】更に、本発明組成系の軟磁性金属ガラス合
金のビッカース硬度を測定したところ、１３００〜１５
００Ｈvを示すことが判明した。このことから、本発明
組成系の軟磁性金属ガラス合金を磁気ヘッドのコア材と
して用いた場合、耐摩耗性が良好な磁気ヘッドを提供す
ることが期待できる。また、元素ＭをＴｉとすることに
より、比較的安易に製造することができる。
金のビッカース硬度を測定したところ、１３００〜１５
００Ｈvを示すことが判明した。このことから、本発明
組成系の軟磁性金属ガラス合金を磁気ヘッドのコア材と
して用いた場合、耐摩耗性が良好な磁気ヘッドを提供す
ることが期待できる。また、元素ＭをＴｉとすることに
より、比較的安易に製造することができる。
【００２９】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、Ｆｅを主
成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種又は２種以上の元素とＢを含み、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にした３元系を主体とす
る金属ガラス合金であるので室温で強磁性を示すアモル
ファスの軟磁性金属ガラス合金を提供できる。また、高
い透磁率を示し、磁化の値も優れたアモルファスの軟磁
性金属ガラス合金を提供できる。
成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖの
うちの１種又は２種以上の元素とＢを含み、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にした３元系を主体とす
る金属ガラス合金であるので室温で強磁性を示すアモル
ファスの軟磁性金属ガラス合金を提供できる。また、高
い透磁率を示し、磁化の値も優れたアモルファスの軟磁
性金属ガラス合金を提供できる。
【００３０】また、前記組成系において元素Ｍの添加量
を５〜１０原子％、Ｂの添加量を１２〜１８原子％の範
囲とするならば、室温で強磁性を示し、優れた実効透磁
率と磁化を示し、ΔＴxにおいて４０Ｋを確実に超える
アモルファスの軟磁性金属ガラス合金を得ることができ
る。
を５〜１０原子％、Ｂの添加量を１２〜１８原子％の範
囲とするならば、室温で強磁性を示し、優れた実効透磁
率と磁化を示し、ΔＴxにおいて４０Ｋを確実に超える
アモルファスの軟磁性金属ガラス合金を得ることができ
る。
【図１】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金のΔＴxを示す三角組成図である。
成の合金のΔＴxを示す三角組成図である。
【図２】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金の保磁力を示す三角組成図である。
成の合金の保磁力を示す三角組成図である。
【図３】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金の磁化を示す三角組成図である。
成の合金の磁化を示す三角組成図である。
【図４】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金の実効透磁率を示す三角組成図である。
成の合金の実効透磁率を示す三角組成図である。
【図５】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金のキュリー温度を示す三角組成図である。
成の合金のキュリー温度を示す三角組成図である。
【図６】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金の融点を示す三角組成図である。
成の合金の融点を示す三角組成図である。
【図７】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金の結晶化開始温度を示す三角組成図である。
成の合金の結晶化開始温度を示す三角組成図である。
【図８】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金のガラス転移点を示す三角組成図である。
成の合金のガラス転移点を示す三角組成図である。
【図９】 Ｆｅ76-94Ｔｉ2-24Ｂ6-24なる範囲の各種組
成の合金の（ガラス転移点／融点）の値を示す三角組成
図である。
成の合金の（ガラス転移点／融点）の値を示す三角組成
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 Ｆターム(参考） 5E041 AA11 AA19 BD03 CA05 NN01 NN13 NN14 NN18
Claims (3)
- 【請求項１】 下記組成式で表され、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ΔＴ
xが２０Ｋ以上を有する軟磁性金属ガラス合金。 Ｆｅ100-x-yＭxＢy ただしＭは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
x及びyは、原子％で３≦x≦１４、９≦y≦２２の範囲で
ある。 - 【請求項２】 前記ΔＴxが４０Ｋ以上であり、x及びy
は、原子％で５≦x≦１０、１２≦y≦１８の範囲である
ことを特徴とする請求項１に記載の軟磁性金属ガラス合
金。 - 【請求項３】 前記組成式のＭ元素がＴｉであり、飽和
磁束密度０.７Ｔ以上であり、透磁率が１３０００以上
であることを特徴とする請求項１または２に記載の軟磁
性金属ガラス合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06091299A JP3749801B2 (ja) | 1999-03-08 | 1999-03-08 | 軟磁性金属ガラス合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06091299A JP3749801B2 (ja) | 1999-03-08 | 1999-03-08 | 軟磁性金属ガラス合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000256812A true JP2000256812A (ja) | 2000-09-19 |
| JP3749801B2 JP3749801B2 (ja) | 2006-03-01 |
Family
ID=13156078
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06091299A Expired - Lifetime JP3749801B2 (ja) | 1999-03-08 | 1999-03-08 | 軟磁性金属ガラス合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3749801B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8298354B2 (en) | 2005-10-19 | 2012-10-30 | Tokyo Institute Of Technology | Corrosion and heat resistant metal alloy for molding die and a die therewith |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109338251A (zh) * | 2018-11-06 | 2019-02-15 | 太原理工大学 | 改善钛基内生非晶复合材料力学性能的热加工方法 |
-
1999
- 1999-03-08 JP JP06091299A patent/JP3749801B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8298354B2 (en) | 2005-10-19 | 2012-10-30 | Tokyo Institute Of Technology | Corrosion and heat resistant metal alloy for molding die and a die therewith |
| DE112006002822B4 (de) | 2005-10-19 | 2013-07-25 | Tokyo Institute Of Technology | Korrosions- und wärmebeständige Metalllegierung für eine Formmatrize und daraus hergestellte Matrize |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3749801B2 (ja) | 2006-03-01 |
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