JP2001316782A - 非晶質軟磁性合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 優れた軟磁気特性を示し、特に飽和磁化が従
来のものよりも高く、更に磁気特性の熱的安定性に優れ
た非晶質軟磁性合金を提供する。 【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以上であって、
Ｆｅと、Ｇａと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の
元素Ｑを少なくとも具備してなり、非晶質相を主相とす
ることを特徴とする非晶質軟磁性合金を採用する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質軟磁性合金
に関するものであり、特に、過冷却液体の温度間隔を有
し、従来よりも飽和磁化が高く熱的安定性に優れた非晶
質軟磁性合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来から多元素合金のある種のものは、
合金溶湯を急冷することにより非晶質相を形成し、これ
らは非晶質合金を形成するものとして知られている。ま
た、この種の非晶質軟磁性合金のうち、特定の合金組成
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、これらはいわゆる金属ガラス合金
（glassy alloy）を構成するものとして知られている。

【０００３】また非晶質合金には軟磁気特性を示すもの
があるが、特に金属ガラス合金は優れた軟磁気特性を示
すとともに、液体急冷法で製造した非晶質合金の薄帯に
比べてはるかに厚いバルク状の合金を形成できることも
知られている。このような金属ガラス合金としては、例
えば従来、ＴＭ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ-Ｓｉ系等（ＴＭは
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の遷移金属元素）の組成であって過
冷却液体の温度間隔を有するものが知られている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、従来知られて
いる金属ガラス合金については、飽和磁化において満足
する特性が得られていないため、各種の磁気素子等に適
用する場合に大きな制約があった。そこで従来から、高
い飽和磁化を有する金属ガラス合金あるいは非晶質軟磁
性合金の研究開発が進められていた。

【０００５】本発明は上記事情に鑑みてなされたもので
あって、優れた軟磁気特性を示し、特に飽和磁化が従来
のものよりも高く、更に磁気特性の熱的安定性に優れた
非晶質軟磁性合金を提供することを目的とする。

【０００６】

【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
軟磁性合金は、Ｆｅと、Ｇａと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのう
ちの１種以上の元素Ｑとを具備してなり、非晶質相を主
相とする組織からなることを特徴とする。

【０００７】係る非晶質軟磁性合金によれば、磁性を示
すＦｅと、非晶質形成能を有する元素Ｑを具備している
ので、非晶質相を主相とするとともに軟磁気特性を示す
非晶質軟磁性合金を構成することが可能となり、またＧ
ａは同時にキュリー温度を高める作用があるので、各種
磁気特性の熱的安定性が高い非晶質軟磁性合金を構成す
ることが可能になる。

【０００８】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、先に
記載の非晶質軟磁性合金であり、下記の組成式で表され
ることを特徴とするものである。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-yＧａ_xＱ_y ただし、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＱはＰ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．１５、ｘ
≦２０原子％、ｙ≦５０原子％である。

【０００９】また、前記組成比を示すａ、ｘ、ｙは、０
≦ａ≦０．１５、ｘ≦２０原子％、５原子％≦ｙ≦５０
原子％の範囲であることがより好ましい。更に、前記組
成比を示すａ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．１５、０．５原
子％≦ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｙ≦３５原子％の範
囲であることが更に好ましい。

【００１０】かかる非晶質軟磁性合金によれば、Ｆｅと
元素ＴとＧａと元素Ｑが上記の組成範囲であるので、優
れた軟磁気特性と各種磁気特性の熱的安定性を発現する
ことが可能になる。

【００１１】次に、本発明の非晶質軟磁性合金は、ΔＴ
x＝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以上であって、Ｆｅと、Ｇａと、
Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素Ｑとを具備し
てなり、非晶質相を主相とする組織からなることを特徴
とする。

【００１２】係る非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ以上の過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金であ
るので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際に、比
較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させることがで
き、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが可能
になる。また、磁性を示すＦｅと、非晶質形成能を有す
る元素Ｑを具備してなるので、非晶質相を主相とすると
ともに、Ｇａを具備してなることから、非晶質構造の熱
的安定性を高めることができる。また、ＦｅとＧａと元
素Ｑとを具備してなるので、軟磁気特性を示す非晶質軟
磁性合金を容易に構成することが可能となり、またＧａ
はキュリー温度を高める作用があるので、各種磁気特性
の熱的安定性が高い非晶質軟磁性合金を構成することが
可能になる。

【００１３】また本発明の非晶質軟磁性合金は、先に記
載の非晶質軟磁性合金であって、下記の組成式で表され
ることを特徴とする。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-yＧａ_xＱ_y ただし、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＱはＰ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．１５、ｘ
≦２０原子％、ｙ≦５０原子％である。

【００１４】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、先に
記載の非晶質軟磁性合金であって、下記の組成式で表さ
れることを特徴とする。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-v-z-wＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_zＢ
_w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２
原子％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２
０原子％である。

【００１５】前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０．５
原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｖ≦２０原子％、
０原子％≦ｚ≦９．５原子％、２原子％≦ｗ≦１４原子
％であることであることがより好ましい。また、前記組
成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．
１、０．１≦ｂ≦０．２８、０．５原子％≦ｘ≦１５原
子％、１０原子％≦ｖ≦１５．５原子％、０．５原子％
≦ｚ≦６原子％、４原子％≦ｗ≦１１原子％であること
が更に好ましい。

【００１６】かかる非晶質軟磁性合金によれば、Ｆｅと
元素ＴとＧａと元素Ｑが上記の組成範囲であるので、優
れた軟磁気特性と各種磁気特性の熱的安定性を発現する
ことが可能になる。

【００１７】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、先に
記載の非晶質軟磁性合金であって、下記の組成式で表さ
れることを特徴とする。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-v-z-wＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．
１５、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２原子％、０原子％≦ｚ
≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２０原子％である。

【００１８】前記組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、
０≦ａ≦０．１５、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７
原子％≦ｖ≦２０原子％、０原子％≦ｚ≦９．５原子
％、２原子％≦ｗ≦１４原子％であることがより好まし
い。また、前記組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０
≦ａ≦０．１、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、１０原
子％≦ｖ≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ≦６原子
％、４原子％≦ｗ≦１１原子％であることが更に好まし
い。

【００１９】上記組成の非晶質軟磁性合金は、元素Ｑの
うちＳｉを除いたものであるが、この組成であっても優
れた軟磁気特性と各種磁気特性の熱的安定性を発現する
ことが可能になる。

【００２０】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、先に
記載の非晶質軟磁性合金であって、下記の組成式で表さ
れることを特徴とする。 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_zＢ_w ただし、組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０＜
ｂ≦０．８、０原子％≦ｔ≦１７．５原子％、ｘ≦２０
原子％、ｖ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、
１原子％≦ｗ≦２０原子％である。

【００２１】前記組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０．１≦ｂ≦０．３５、５原子％≦ｔ≦１７．５原
子％、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｖ≦
２０原子％、０原子％≦ｚ≦９．５原子％、２原子％≦
ｗ≦１４原子％であることがより好ましい。また、前記
組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０．１≦ｂ≦
０．２８、７．５原子％≦ｔ≦１２．５原子％、０．５
原子％≦ｘ≦１５原子％、１０原子％≦ｖ≦１５．５原
子％、０．５原子％≦ｚ≦６原子％、４原子％≦ｗ≦１
１原子％であることが更に好ましい。

【００２２】かかる非晶質軟磁性合金によれば、磁性を
担う元素であるＦｅとＣｏの合計量を７５原子％なの
で、軟磁気特性をより向上させることが可能になる。ま
た、Ｃｏの組成比を上記の範囲にすることにより、合金
の非晶質形成能がより向上するので、比較的大型のバル
ク体や、従来にはない大きな厚さの厚板材を得ることが
可能になる。

【００２３】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、先に
記載の非晶質軟磁性合金であって、下記の組成式で表さ
れることを特徴とする。 Ｆｅ_75ーtＣｏ_tＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w ただし、組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０原子％
≦ｔ≦１７．５原子％、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２原子
％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２０原
子％である。

【００２４】前記組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、
５原子％≦ｔ≦１７．５原子％、０．５原子％≦ｘ≦１
５原子％、７原子％≦ｖ≦２０原子％、０原子％≦ｚ≦
９．５原子％、２原子％≦ｗ≦１４原子％であることが
より好ましい。また、前記組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗは、７．５原子％≦ｔ≦１２．５原子％、０．５
原子％≦ｘ≦１５原子％、１０原子％≦ｖ≦１５．５原
子％、０．５原子％≦ｚ≦６原子％、４原子％≦ｗ≦１
１原子％であることが更に好ましい。

【００２５】かかる非晶質軟磁性合金によれば、磁性を
担う元素であるＦｅとＣｏの合計量を７５原子％なの
で、軟磁気特性をより向上させることが可能になる。ま
た、Ｃｏの組成比を上記の範囲にすることにより、合金
の非晶質形成能がより向上するので、比較的大型のバル
ク体や、従来にはない大きな厚さの厚板材を得ることが
可能になる。なお、上記組成の非晶質軟磁性合金は、元
素ＱのうちＳｉを除いたものであるが、この組成であっ
ても優れた軟磁気特性と各種磁気特性の熱的安定性を発
現することが可能になる。

【００２６】

【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は、Ｆ
ｅと、Ｇａと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元
素Ｑとを具備してなり、非晶質相を主相とする組織から
なるものである。また本発明の非晶質軟磁性合金は、Δ
Ｔx＝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以上であって、Ｆｅと、Ｇａと、
前記の元素Ｑを具備してなり、非晶質相を主相とする組
織からなるものである。

【００２７】本発明の非晶質軟磁性合金は、磁性を示す
Ｆｅと、Ｇａと、Ｇａと同様に非晶質形成能を有する元
素Ｑを具備しているので、非晶質相を主相とするととも
に優れた軟磁気特性を示すものである。またこの非晶質
軟磁性合金の中には、２０Ｋ以上の過冷却液体の温度間
隔ΔＴxを示すものがあり、これはいわゆる金属ガラス
合金とよばれるもので、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。

【００２８】本発明の非晶質軟磁性合金は、非晶質相を
主相とする組織からなるので、保磁力が小さくなって優
れた軟磁気特性を示す。また本発明の非晶質軟磁性合金
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間隔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、例えば鋳造
法や射出成形法によって非晶質相組織を主体として形状
が比較的大きなバルク状の成形体を得ることができ、遥
かに実用性に優れたものとなる。更に本発明の非晶質軟
磁性合金は、従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質軟磁性合
金に比べて大きなキュリー温度を示し、優れた熱的安定
性を有するものである。

【００２９】上記の非晶質軟磁性合金の一例として、Ｆ
ｅを主成分とし、Ｇａと元素Ｑとを含有したものを挙げ
ることができる。元素Ｑとしては、Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉの
うちの１種以上の元素が用いられるが、この元素ＱはＳ
ｉを除いたＰ、Ｂ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元
素であっても良い。

【００３０】本発明の非晶質軟磁性合金は、例えば次の
組成式で表すことができる。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-yＧａ_xＱ_y ただし、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＱはＰ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．１５、ｘ
≦２０原子％、ｙ≦５０原子％である。

【００３１】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、以下
の組成式で表すこともできる。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-v-z-wＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_zＢ
_w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２
原子％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２
０原子％である。

【００３２】前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０．５
原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｖ≦２０原子％、
０原子％≦ｚ≦９．５原子％、２原子％≦ｗ≦１４原子
％であることがより好ましく、０≦ａ≦０．１、０．１
≦ｂ≦０．２８、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、１０
原子％≦ｖ≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ≦６原
子％、４原子％≦ｗ≦１１原子％であることが更に好ま
しい。

【００３３】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、以下
の組成式で表すこともできる。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-v-z-wＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．
１５、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２原子％、０原子％≦ｚ
≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２０原子％である。

【００３４】前記組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、
０≦ａ≦０．１５、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７
原子％≦ｖ≦２０原子％、０原子％≦ｚ≦９．５原子
％、２原子％≦ｗ≦１４原子％であることがより好まし
く、０≦ａ≦０．１、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、
１０原子％≦ｖ≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ≦
６原子％、４原子％≦ｗ≦１１原子％であることが更に
好ましい。

【００３５】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、以下
の組成式で表すこともできる。 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_zＢ_w ただし、組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０＜
ｂ≦０．８、０原子％≦ｔ≦１７．５原子％、ｘ≦２０
原子％、ｖ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、
１原子％≦ｗ≦２０原子％である。

【００３６】前記組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０．１≦ｂ≦０．３５、５原子％≦ｔ≦１７．５原
子％、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｖ≦
２０原子％、０原子％≦ｚ≦９．５原子％、２原子％≦
ｗ≦１４原子％であることがより好ましく、０．１≦ｂ
≦０．２８、７．５原子％≦ｔ≦１２．５原子％、０．
５原子％≦ｘ≦１５原子％、１０原子％≦ｖ≦１５．５
原子％、０．５原子％≦ｚ≦６原子％、４原子％≦ｗ≦
１１原子％であることが更に好ましい。

【００３７】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、以下
の組成式で表すこともできる。 Ｆｅ_75ーtＣｏ_tＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w ただし、組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０原子％
≦ｔ≦１７．５原子％、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２原子
％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２０原
子％である。

【００３８】前記組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、
５原子％≦ｔ≦１７．５原子％、０．５原子％≦ｘ≦１
５原子％、７原子％≦ｖ≦２０原子％、０原子％≦ｚ≦
９．５原子％、２原子％≦ｗ≦１４原子％であることが
より好ましく、７．５原子％≦ｔ≦１２．５原子％、
０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、１０原子％≦ｖ≦１
５．５原子％、０．５原子％≦ｚ≦６原子％、４原子％
≦ｗ≦１１原子％であることが更に好ましい。

【００３９】従来から非晶質軟磁性合金の１種として、
Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系の金属ガラス合金が知
られている。この従来の組成系の金属ガラス合金は、Ｆ
ｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及
びＢを添加したものである。この従来の非晶質軟磁性合
金に対して本発明の非晶質軟磁性合金は、ＦｅとＧａと
元素Ｑとを含有したもので、従来の組成系からＡｌを除
去し、Ｆｅ量を増量させることなくこのＡｌの代わりに
Ｇａを増量させたものであり、従来においては必須元素
であると考えられてきたＡｌを除去しても非晶質相を形
成することが確認され、更には過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxをも発現することが見出された。

【００４０】Ｇａは、本発明の非晶質軟磁性合金に必須
の元素であり、特にＧａの組成比ｘを２０原子％以下と
することにより、非晶質軟磁性合金の過冷却液体の温度
間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にすることができる。またＧａ
は、Ｆｅとの間での混合エンタルピーが負であり、Ｆｅ
よりも原子半径が大きく、更にＦｅよりも原子半径が小
さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに用いることにより、結晶化し
難く、非晶質構造の熱的に安定化した状態となる。更に
Ｇａは非晶質軟磁性合金のキュリー温度を高め、各種磁
気特性の熱安定性を向上させることができる。Ｇａの組
成比ｘは、２０原子％以下であることが好ましく、０．
５原子％以上１５原子％以下であることがより好まし
い。組成比ｘが２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的
に低下して飽和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間
隔ΔＴxが消失するので好ましくない。

【００４１】Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ｇａと同
様に本発明の非晶質軟磁性合金に必須の元素である。ま
た、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方
の元素Ｔで置換しても良い。この場合、上記の組成式中
の組成比ａで示すように、Ｆｅの組成比の２０原子％以
下、より好ましくは１５％以下の範囲でＦｅを元素Ｔに
置換することが好ましい。

【００４２】また、Ｆｅの一部をＣｏで置換するととも
に、ＦｅとＣｏの合計量を７５原子％とし、更にＣｏの
量をＦｅの１７．５原子％以下の範囲とすることがより
好ましい。Ｃｏは、Ｆｅとともに磁性を担う元素であっ
て合金の飽和磁化を向上させる。またＣｏには合金の非
晶質形成能を高める作用がある。この場合、Ｃｏの組成
比ｔを１７．５原子％以下の範囲にすると、合金の融点
Ｔmが低下し、これにより非晶質形成能の程度を表す換
算ガラス化温度（Ｔg／Ｔm（Ｔgはガラス遷移温度、Ｔm
は融点（いずれも絶対温度）））が高くなって非晶質形
成能が向上する。従って、急冷速度が比較的に低速でも
組織全体を非晶質相とすることができ、従来では得られ
なかった大型のバルク体や、厚板材が得られる。

【００４３】また、Ｃｏの組成比ｔは、５原子％以上１
７．５原子％以下の範囲とすることがより好ましく、
７．５原子％以上１２．５原子％以下の範囲とすること
が更に好ましい。Ｃｏの組成比ｔを上記の範囲とするこ
とにより、合金の融点Ｔmをより低下させて非晶質形成
能を向上でき、飽和磁化も向上できる。

【００４４】元素Ｑは非晶質形成能を有する元素であ
り、ＦｅとＧａに元素Ｑを添加して多元系とすることに
より、ＦｅとＧａのみの２元系の場合と異なり安定して
非晶質相が形成される。元素Ｑの組成比ｙは、５０原子
％以下であることが好ましく、７原子％以上３５原子％
以下であることがより好ましい。組成比ｙが５０原子％
を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁化が低下
するので好ましくない。

【００４５】元素ＱのなかでもＰは特に非晶質形成能が
高いので、このＰを必ず含み、それ以外のＢ、Ｃ、Ｓｉ
のうちのいずれか１種以上を含むようにすると、組織の
全体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxが発現しやすくなる。またＰとＳｉを同時に添加す
ると、過冷却液体の温度間隔ΔＴxをより向上させて非
晶質単相となるバルクの大きさを増大できる。

【００４６】ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳ
ｉの合計量を示す組成比ｖを２０原子％以下とすること
が好ましく、８原子％以上１９原子％以下とすることが
より好ましく、９．５原子％以上１５．５原子％以下と
することが最も好ましい。ＰとＳｉの合計量を示す組成
比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴ
xを向上させ、非晶質単相となるバルクの大きさを増大
できる。

【００４７】ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰ
との比を表す組成比ｂは、組成比ｖが２０原子％以下の
ときに０＜ｂ≦０．８とすることが好ましく、組成比ｖ
が８原子％以上１９原子％以下のときに０．１≦ｂ≦
０．３５とすることが好ましく、組成比ｖが９．５原子
％以上１５．５原子％以下のときに０．１≦ｂ≦０．２
８とすることが好ましい。組成比ｂが０．８を越えると
Ｓｉの量が過剰になり、過冷却液体領域ΔＴxが消滅す
るおそれがあるので好ましくない。なお、このときの非
晶質軟磁性合金におけるＳｉの濃度を示すと、好ましい
場合に１６原子％以下、より好ましい場合に０．８原子
％以上６．６５原子％以下、最も好ましい場合に０．９
５原子％以上４．３４原子％以下となる。

【００４８】ＰとＳｉの組成比を示すｂ、ｖを上記の範
囲とすれば、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。

【００４９】なおＳｉの組成比ｅを０としてもよい。即
ち、元素Ｑを、Ｐ、Ｂ、Ｃのうちのいずれか１種以上の
元素としてもよい。この場合のＰの組成比ｖは、２０原
子％以下とすることが好ましく、８原子％以上１９原子
％以下とすることがより好ましく、９．５原子％以上１
５．５原子％以下とすることが最も好ましい。Ｐの組成
比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴ
x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。

【００５０】またＣの組成比ｚは、０原子％以上１０原
子％以下であることが好ましく、０原子％以上９原子％
以下であることがより好ましく、１原子％以上７原子％
以下であることが最も好ましい。更にＢの組成比ｗは、
２原子％以上２０原子％以下であることが好ましく、２
原子％以上１０原子％以下であることがより好ましく、
４原子％以上１０原子％以下であることが最も好まし
い。

【００５１】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Δ
Ｔxは、３５Ｋ以上、組成によっては５０Ｋ以上が得ら
れる。また上記の組成で示される元素の他に不可避的不
純物が含まれていても良い。

【００５２】本発明に係る非晶質軟磁性合金は、溶製し
てから鋳造法により、あるいは単ロールもしくは双ロー
ルによる急冷法によって、さらには液中紡糸法や溶液抽
出法によって、あるいは高圧ガス噴霧法によって、もし
くは射出成形法によって、バルク状、リボン状、線状
体、粉末等の種々の形状として製造される。特に、単ロ
ール法等の急冷法や、鋳造法あるいは射出成形法によっ
て、従来公知の非晶質軟磁性合金の場合に比べて１０倍
以上の厚さと径の大きさの非晶質軟磁性合金を得ること
ができる。

【００５３】これらの方法により得られた前記の組成の
非晶質軟磁性合金は、室温において磁性を有し、また熱
処理により、より良好な磁性を示す。このため優れたSo
ft magnetic特性（軟磁気特性）を有する材料として各
種の応用に有用なものとなる。なお、製造方法について
付言すると、合金の組成、そして製造のための手段と製
品の大きさ、形状等によって、好適な冷却速度が決まる
が、通常は１〜１０⁴Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とするこ
とができる。そして実際には、ガラス相（glassy phas
e）に結晶相としてのＦｅ₃Ｂ、Ｆｅ₂Ｂ、Ｆｅ₃Ｐ等の相
が析出するかどうかを確認することで決めることができ
る。

【００５４】上記の非晶質軟磁性合金の製造方法の一例
として、成形金型を用いた射出成形法について説明す
る。この射出成形法は、上述の組成からなる金属ガラス
合金の溶湯を、溶湯ノズルから成形金型の円環状のキャ
ビティに射出し、キャビティ内で溶湯を冷却固化して円
環状の射出成形体を製造するというもので、溶湯をキャ
ビティの外周型面の接線方向から射出するというもので
ある。

【００５５】図１及び図２に本発明に係る成形金型の一
例を示す。この成形金型２１は、シート４０を管状に丸
めてなる円管体４１と上型２５と下型２６とからなる。
上型２５が下型２６の分割面２９に接すると共に、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の相対位置がずれないように固定さ
れ、円管体４１が上型２５を貫通する孔２０に挿入され
ている。

【００５６】下型２６の分割面２９のほぼ中央には凹部
２２が設けられている。凹部２２は浅い丸穴とされてい
る。また、分割面２９には、スプルー２３及び湯口２４
が設けられている。スプルー２３は、図１及び図２に示
すように、凹部２２に連通すると共に、凹部２２の周壁
面２２ａの接線方向に向けて延在している。また、凹部
２２とスプルー２３の深さはほぼ同一とされている。湯
口２４はスプルー２３と連通し、下型２６の側壁面に開
口している。また、円管体４１が孔２０に挿入されて、
円管体４１の先端４１ａが凹部２２の底面２２ｂのほぼ
中央に当接し、これにより円管体４１の周面４１ｂと凹
部２２の周壁面２２ａが同心円を構成する関係となっ
て、図２に示す略円環状のキャビティＡが形成される。
従って、凹部２２の周壁面２２ａがキャビティＡの外径
を決める外周型面を構成し、円管体４１の周面４１ｂが
キャビティＡの内径を決める内周壁面を構成する関係と
なる。尚、外周型面（周壁面２２ａ）が円環状の射出成
形体の外周面を成形し、内周型面（周面２０ｂ）が射出
成形体の内周面を成形する。

【００５７】円管体４１は図１に示すように、例えば略
矩形のシート４０を管状に丸めたもので、シート４０の
両端４２、４３が重なるように丸められてなるものであ
る。シート４０は、丸められた状態で上型２５の孔２０
に挿入され、孔２０の内面２０ａにより管状に支持され
て円管体４１とされる。従ってこの円管体４１は、シー
ト４０の両端４２、４３を互いに接合させて固定するこ
となく管状に維持されるため、両端４２、４３が互いに
摺動自在とされており、円管体４１の径が縮小自在とさ
れている。このようにして、キャビティＡの内径が縮小
するように構成されている。

【００５８】シート４０は、金属ガラス合金の溶湯と反
応することがなく、溶湯の温度（１２７３〜１６２３
Ｋ）より融点が高く、かつ熱伝導率が高いものであれば
どのようなものでも良く、例えば、Ｃｕ（銅）、Ａｌ
（アルミニウム）、Ａｕ（金）、Ａｇ（銀）、Ｐｔ（白
金）等からなる金属箔や、カーボンシート等であっても
良いが、特に銅箔からなることが好ましい。また、熱膨
張係数が金属ガラス合金と同等であれば、成形金型内に
流入する金属ガラス合金溶湯の熱により同じように膨
張、収縮するのでより好ましい。

【００５９】また図２に示すように、キャビティＡの周
壁面２２ａ（外周型面）の一部が切り欠けられてスプル
ー２３が連結されている。スプルー２３は、その一方の
側面２３ａが凹部２２の周壁面２２ａ（外周型面）に接
続され、この接続部分における周壁面２２ａの接線方向
に向けて側面２３ａが延在している。また周壁面２２ａ
は、スプルー２３の他方の側面２３ｂとも接続してお
り、この他方の側面２３ｂは一方の側面２３ａと離間か
つ平行になるように形成されている。そしてこの他方の
側面２３ｂの延長線（図示破線２３ｃ）が、円管体４１
の周面４１ｂの接線となるように構成されている。この
ようにしてスプルー２３がキャビティＡの接線方向に延
在している。なお、スプルー２３の延在方向は、キャビ
ティＡの接線方向に完全に一致させることが好ましい
が、接線方向から多少ずれた方向に延在していてもよ
い。

【００６０】上述の成形金型２１を用いて射出成形体を
製造するには、まず図１及び図２に示すように、上型２
５を下型２６に嵌合し、上型２５の孔２０に円管体４１
を挿入してキャビティＡを形成した後、上記組成の非晶
質軟磁性合金の溶湯が充填された溶湯ノズル３１を湯口
２４当接させる。次に、図示しないガス供給源から不活
性ガスを供給して溶湯を溶湯ノズル３１から射出する。
射出された溶湯は、湯口２４及びスプルー２３を通過し
てキャビティＡに侵入する。スプルー２３がキャビティ
Ａの周壁面２２ａの接線方向に延在しているので、射出
された溶湯は、周壁面２２ａの接線方向からキャビティ
Ａに侵入し、分流することなく図示矢印Ｚ方向に向けて
移動してキャビティＡ内に充填される。

【００６１】そして溶湯は、キャビティＡ内及びスプル
ー２３内で冷却固化されて円環状に成形される。ここで
図２に示すように、溶湯の射出前における円管体４１の
径はｒ₁とされているが、溶湯が冷却固化された際に起
きる体積収縮によって、円管体４１を構成するシート４
０の両端４２、４３が互いに摺動するか、あるいは円管
体４１が中心方向に圧縮応力を受けて潰されながら変形
することにより、その径が縮小してｒ₂（ｒ₁＞ｒ₂）と
なる。このようにして図３に示すような、非晶質相を主
体とする射出成形前駆体５１が形成される。

【００６２】射出成形前駆体５１は、キャビティＡによ
り成形された円環状のキャビティ成形部５２と、スプル
ー２３により成形されたスプルー成形部５３とからな
り、このスプルー成形部５３を除去することにより、円
環状の非晶質軟磁性合金からなる射出成形体１１が得ら
れる。

【００６３】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は、成形金型２１への溶湯
の射出を低酸素濃度の雰囲気で行うことが好ましく、不
活性ガス雰囲気または真空雰囲気にて行うことがより好
ましい。また、溶湯の温度は、金属ガラス合金の融点を
Ｔmとしたときに、（Ｔm−１００）Ｋ〜（Ｔm＋３０
０）Ｋの範囲とすることが好ましく、Ｔm Ｋ〜（Ｔm＋
１００）Ｋの範囲とすることがより好ましい。溶湯の温
度が（Ｔm−１００）Ｋ未満であると溶湯射出口３２で
溶湯が詰まるおそれがある上、液体状態の不安定な過冷
却液体状態で成形金型内に流入することにより結晶化す
るおそれがあり、また溶湯を（Ｔm＋３００）Ｋ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、溶湯の射出圧力は、２９〜４９０ｋＰａであること
が好ましく、９８〜２９４ｋＰａであることがより好ま
しい。射出圧力が２９ｋＰａ未満であるとキャビティＡ
全体に溶湯を充填することができなくなるので好ましく
なく、射出圧力が４９０ｋＰａ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
あって好ましくないためである。また金属ガラス合金の
融点Ｔmは、例えばＦｅ₇₀Ｇａ₇Ｐ_11.61Ｃ_3.27Ｂ_6.24Ｓ
ｉ_1.88の組成の場合、１２８２Ｋである。

【００６４】また、本発明の非晶質軟磁性合金はＧａを
必ず含み、そのため非晶質形成能が高いので、双ロール
法により厚板材を製造することができる。特に、合金組
成を限定したものについては、双ロール法によって、よ
り非常に大きな厚さの厚板材を製造することができる。
例えば、上記のＦｅ_75-tＣｏ_tＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_z
Ｂ_wなる組成、あるいはＦｅ_75ーtＣｏ_tＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w
なる組成の合金は、非晶質形成能を向上させるＣｏ及び
Ｇａを必ず含むので、双ロール法により従来にはない厚
さの厚板材を製造できる。双ロール法は、冷却面を有す
る２つの冷却ロールを、各冷却面同士が所定の間隔をも
って対向させて配置した状態で、各冷却ロールを回転さ
せた状態で冷却面同士の間に合金溶湯を噴出し、合金溶
湯を２つの冷却面によって急冷し、急冷薄帯を形成する
というもので、冷却面が２つある点で公知の単ロール法
と比較して冷却速度が高く、そのため単ロール法の場合
よりも大きな厚さの急冷厚板材が得られる。

【００６５】また本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｇａを
必ず含むために合金溶湯の粘度が比較的低く、溶湯を冷
却面の間に噴出させても合金溶湯が詰まることがなく、
合金の厚板材を連続して製造することができる。特に、
上記の２つの組成の非晶質軟磁性合金は、Ｃｏを必ず含
むために非晶質形成能が高く、双ロール法により２２０
μｍ以上、場合によっては３００μｍ以上の厚さの非晶
質軟磁性合金の厚板材を得ることができる。

【００６６】上記の非晶質軟磁性合金は、磁性を示すＦ
ｅと、Ｇａと、非晶質形成能を有する元素Ｑを具備して
いるので、非晶質相を主相とするとともに軟磁気特性を
示す非晶質軟磁性合金を構成することができ、またＧａ
はキュリー温度を高める作用があるので、各種磁気特性
の熱的安定性が高い非晶質軟磁性合金を構成できる。

【００６７】また上記の非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ以
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合
金であるので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際
に、比較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させること
ができ、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが
できる。特に合金の溶湯を用いて鋳造法や射出成形法を
適用することにより、バルク状の鋳造体や射出成形体を
構成できる。

【００６８】

【実施例】（実験例１：非晶質軟磁性合金の物性調査）
Ｆｅ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳ
ｉを原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気
下においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解
し、種々の組成のインゴットを作製した。このインゴッ
トをるつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつ
ぼのノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して
急冷する単ロール法により、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの
実施例１〜実施例１７の非晶質軟磁性合金の薄帯を得
た。また、比較例１として、Ｆｅ₇₀Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ_9.65Ｃ
_5.75Ｂ_4.6Ｓｉ₃なる組成のＡｌが添加された非晶質軟磁
性合金の薄帯を製造した。

【００６９】得られた軟磁性金属ガラス合金の薄帯の組
成を表１に示す。また、実施例１〜１７の非晶質軟磁性
合金について、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行っ
た。結果を図４及び図５に示す。更に、実施例１４及び
比較例１の非晶質軟磁性合金について、ＤＳＣ測定（Di
fferential scanning caloriemetry：示差走査熱量測
定）を行った。ＤＳＣ測定の昇温速度は０．６７Ｋ／秒
とした。結果を図６及び表２に示す。また、実施例１４
と比較例１の非晶質軟磁性合金について、飽和磁化（σ
s）、保磁力（Ｈｃ）及び透磁率（μe）を測定した。結
果を表２にあわせて示す。

【００７０】

【表１】

【００７１】

【表２】

【００７２】図４及び図５から明らかなように、実施例
１〜１７の非晶質軟磁性合金の薄帯のＸ線回折パターン
はブロードなパターンを示しており、本発明の非晶質軟
磁性合金は、非晶質相を主体とする組織を有しているこ
とがわかる。

【００７３】また、図６及び表２から明らかなように、
本発明の実施例１４の非晶質軟磁性合金のＤＳＣ曲線に
は、７４０Ｋにガラス遷移によるガラス遷移温度Ｔgが
認められ、８００Ｋに結晶化による結晶化開始温度Ｔx
が観察される。また、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷
却液体の温度間隔ΔＴxは６０Ｋであった。更にガラス
遷移温度Ｔgと融点Ｔmの比であるＴg／Ｔmは０．５８で
あった。また、図６から明らかなように、比較例１の非
晶質軟磁性合金のＤＳＣ曲線おいても、７４０Ｋにガラ
ス遷移温度Ｔgが認められ、８００Ｋに結晶化開始温度
Ｔxが観察され、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷却液体
の温度間隔ΔＴxは６０Ｋであった。更にガラス遷移温
度Ｔgと融点Ｔmの比であるＴg／Ｔmは０．５９であっ
た。

【００７４】以上のことから、実施例１４の非晶質軟磁
性合金は、Ａｌが添加されていないにもかかわらず、結
晶化温度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却液体域が存在
し、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、金属ガラ
ス合金であることが分かる。また実施例１４の非晶質軟
磁性合金のＴg／Ｔmは比較例１のＴg／Ｔmとほぼ同等な
値を示しており、このＴg／Ｔmの値は合金の非晶質形成
能を示す指標でありことから、実施例１４の非晶質軟磁
性合金はＡｌが添加されていないにもかかわらず比較例
１の非晶質軟磁性合金とほぼ同等の高い非晶質形成能を
有していることが分かる。従ってＦｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃ、
ＢおよびＳｉからなる合金であっても、非晶質形成能が
高く、２０Ｋ以上の広い過冷却液体の温度間隔ΔＴxを
示すことがわかる。

【００７５】また表２に示すように実施例１４の非晶質
軟磁性合金は、比較例１の非晶質軟磁性合金よりも飽和
磁化が高く、優れた磁気特性を示していることが分か
る。

【００７６】（実験例２：熱物性及び磁気特性のＧａ量
の依存性調査）実験例１と同様にして、種々の組成のイ
ンゴットを溶解して溶湯とし、減圧Ａｒ雰囲気下で回転
しているロールにこの溶湯を吹き出して急冷することに
より、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍのＦｅ_80-xＧａ_xＰ₁₂Ｃ₄
Ｂ₄（ただしｘ＝０、１、２、３、４、５）なる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。

【００７７】得られた非晶質軟磁性合金についてＤＳＣ
測定を行った。ＤＳＣ測定の昇温速度は０．６７Ｋ／秒
とした。結果を図７に示す。また、得られた非晶質軟磁
性合金について、保磁力（Ｈｃ）及び磁歪定数（λｓ）
並びに飽和磁化（σs）を測定した。結果を図８及び図
９に示す。なお、保磁力（Ｈｃ）の測定はＢＨループト
レーサで行い、飽和磁化（σs）の測定はＶＳＭで行っ
た。

【００７８】図７から明らかなように、Ｇａの組成比ｘ
の増加に伴って、キュリー温度Ｔc、ガラス遷移温度Ｔg
および結晶化開始温度Ｔxが上昇していることが分か
る。従って、Ｇａの組成比ｘの増加により、キュリー温
度Ｔcが高くなって各種磁気特性の熱安定性が向上する
と考えられる。また、Ｇａの組成比ｘの増加に伴うガラ
ス遷移温度Ｔgの上昇によって、ガラス遷移温度Ｔgと合
金の融点Ｔmとの温度差が小さくなり、溶湯を急冷する
際の急冷速度を比較的小さくしても非晶質相が容易に形
成するものと考えられる。

【００７９】次に図８に示すように、保磁力（Ｈｃ）及
び磁歪定数（λｓ）は、Ｇａの組成比ｘの増加による顕
著な変化は見られず、これらの磁気特性のＧａの組成比
ｘ依存性は小さいものと考えられる。一方図９に示すよ
うに飽和磁化（σs）は、Ｇａの組成比ｘの増加によっ
て徐々に低下していることが分かる。これは、Ｇａの組
成比ｘの増加に伴って相対的にＦｅの組成比が低下した
ため、磁性を担うＦｅの濃度が低下したためと推定され
る。ただし、Ｇａの組成比が５原子％の場合であっても
１８２×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ程度の高い飽和磁化を示
しており、優れた磁気特性を示している。

【００８０】（実験例３：物性及び磁気特性のＣ、Ｐ、
Ｓｉ、Ｂの組成依存性調査）実験例１と同様にして、種
々の組成のインゴットを溶解して溶湯とし、減圧Ａｒ雰
囲気下で回転しているロールにこの溶湯を吹き出して急
冷することにより、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施例１
〜実施例１７の非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。これら
の非晶質軟磁性合金の薄帯の組成は、表１に示した組成
と全く同一である。

【００８１】得られた非晶質軟磁性合金について、ＤＳ
Ｃ測定（Differential scanning caloriemetry：示差走
査熱量測定）を行い、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始
温度Ｔx、キュリー温度Ｔc及び融点Ｔmを測定するとと
もに、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、Ｔg／Ｔmを求め
た。ＤＳＣ測定の昇温速度は０．６７Ｋ／秒とした。図
１０にガラス遷移温度Ｔgの組成依存性、図１１に結晶
化開始温度Ｔxの組成依存性、図１２に過冷却液体の温
度間隔ΔＴxの組成依存性、図１３に融点Ｔmの組成依存
性、図１４にＴg／Ｔmの組成依存性、図１５にキュリー
温度Ｔcの組成依存性をそれぞれ示す。また得られた非
晶質軟磁性合金について、ＶＳＭにより飽和磁化（σ
s）を測定した。結果を図１６に示す。また、表３に、
各実施例の非晶質軟磁性合金のガラス遷移温度Ｔg、結
晶化開始温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示し、
表４に、各実施例の非晶質軟磁性合金の融点Ｔm、Ｔg／
Ｔm、キュリー温度Ｔc及び飽和磁化（σs）を示す。

【００８２】なお、図１０〜図１６の三角組成図中のプ
ロットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始
温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、融点Ｔm、Ｔg／
Ｔm、キュリー温度Ｔc、飽和磁化（σs）の値をそれぞ
れ示すものである。また、図１０〜図１６の三角組成図
には、等温線若しくは等高線を記入しており、先のプロ
ットの添え数字よりも小さい大きさの添え数字はこれら
の等温線若しくは等高線の値を示すものである。

【００８３】

【表３】

【００８４】

【表４】

【００８５】図１０よりガラス遷移温度Ｔgは、Ｂの増
加に伴って上昇しており、Ｔgの７５０Ｋの等温線がＢ
の組成比ｗの１．５〜１０．５原子％の範囲にある。ま
た図１１より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場合と同様に
Ｂの増加に伴って上昇しており、Ｔxの８００Ｋの等温
線がＢの組成比ｗの４．５〜１０．５原子％の範囲にあ
る。そして図１２に示すように、図１０に示すＴgの７
５０Ｋの等温線と、図１１に示すＴxの８００Ｋの等温
線とに囲まれた範囲が、ΔＴxの５０Ｋの等温線の範囲
に相当し、この範囲内で過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
５０Ｋを越えており、特にＦｅ₇₀Ｇａ₇Ｐ_11.61Ｃ_3.27Ｂ
_6.24Ｓｉ_1.88なる組成の実施例１４の合金においてΔＴ
xが６０Ｋを示していることがわかる。

【００８６】次に図１３より、１３００Ｋの等温線を境
に（Ｐ＋Ｓｉ）量の小さい側でＴmが最大で１４１７Ｋ
を示し、１３００Ｋの等温線より（Ｐ＋Ｓｉ）量が大き
い側でＴmが小さくなり、特に（Ｐ＋Ｓｉ）が１１〜１
４．５原子％、Ｃが０．５〜３．５原子％、Ｂが７．５
〜１０．５原子％の範囲にある１２３０Ｋの等温線内で
Ｔmが１２１７〜１２２６Ｋとなっている。この１２３
０Ｋの等温線の範囲内の組成が合金の共晶状態の組成に
近いものであると考えられる。このように、図１３に示
した三角組成図の範囲内の組成でＴmに２００Ｋ程度の
差があることから、この系の非晶質軟磁性合金では組成
に対して融点Ｔmが敏感であることがわかる。

【００８７】次に図１４に示すＴg／Ｔmの組成依存性
は、Ｔmの組成に対する鋭敏性を反映したものとなって
おり、（Ｐ＋Ｓｉ）が１１〜１４．５原子％、Ｃが０．
５〜３．５原子％、Ｂが７．５〜１０．５原子％の範囲
であるＴg／Ｔm＝０．６０の等高線の範囲内でＴg／Ｔm
が大きくなっている。Ｔg／Ｔmが大きくなるということ
は、融点Ｔmとガラス遷移温度Ｔgの温度差が小さくなる
ことになるので、この範囲の組成の合金では、冷却速度
を低くしても非晶質相が形成されやすく、いわゆる臨界
冷却速度が小さくなる。また、Ｔg／Ｔm＝０．６０の等
高線の大部分の範囲は、図１２に示したΔＴxの５０Ｋ
の等温線の範囲に重複し、このことからも上記の範囲の
組成の合金が非晶質形成能に極めて優れていることが分
かる。

【００８８】次に図１５に示すようにキュリー温度Ｔc
は、（Ｐ＋Ｓｉ）量が小さくなるにつれて高くなってい
ることがわかる。また図１６に示すように飽和磁化（σ
s）は、図１５のキュリー温度Ｔcと同様に（Ｐ＋Ｓｉ）
量が小さくなるにつれて高くなっていることがわかる。
特に（Ｐ＋Ｓｉ）量が１４．５原子％以下で飽和磁化
（σs）が１８６×１０^{- 6}(Ｗｂ・ｍ・ｋｇ^-1)以上とな
り、高い飽和磁化（σs）を示すことが分かる。

【００８９】（実験例４：鋳造体の製造）Ｆｅ及びＧａ
と、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉを原料とし
てそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこ
れらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ₇₅Ｇａ
₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成のインゴットを作製した。このイ
ンゴットをるつぼ内で溶解して溶湯とし、この溶湯を減
圧Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから回転しているロー
ルに吹き出して急冷し、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施
例１８の非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。

【００９０】また上記のインゴットをるつぼ内で溶解し
て溶湯とし、この溶湯を鋳造型に流し込んで冷却するこ
とにより、非晶質軟磁性合金からなる実施例１９〜２０
の鋳造体を得た。実施例１９は、長さ２５ｍｍ、太さ
０．５ｍｍの断面視円形の線状の鋳造体であり、実施例
２０は長さ３５ｍｍ、太さ１ｍｍの断面視円形の線状の
鋳造体であった。

【００９１】得られた実施例１８〜２０の非晶質軟磁性
合金について、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行っ
た。結果を図１７に示す。また、実施例１８と実施例２
０の非晶質軟磁性合金について、飽和磁化（σs）、保
磁力（Ｈｃ）、磁歪定数（λｓ）、ガラス遷移温度Ｔ
g、過冷却液体の温度間隔ΔＴx及びＴg／Ｔmを測定し
た。結果を表５に示す。

【００９２】

【表５】

【００９３】図１７から明らかなように、実施例１８〜
２０の非晶質軟磁性合金のＸ線回折パターンはブロード
なパターンを示しており、これらの非晶質軟磁性合金
は、非晶質相を主体とする組織を有していることがわか
る。特に実施例１９及び実施例２０のように鋳造法で製
造した場合であっても、非晶質相を主体とする組織を有
しており、上記の組成の合金が高い非晶質形成能を有し
ていることがわかる。

【００９４】また表５から明らかなように、鋳造体であ
る実施例２０の非晶質軟磁性合金は、急冷薄帯である実
施例１８の非晶質軟磁性合金とほぼ同等の飽和磁化（σ
s）、保磁力（Ｈｃ）、磁歪定数（λｓ）、ガラス遷移
温度Ｔg、過冷却液体の温度間隔ΔＴx及びＴg／Ｔmを有
していることがわかる。従って本発明の非晶質軟磁性合
金は、鋳造法により得られたバルク状の鋳造体であって
も、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有しており、しかも
飽和磁化（σs）が高いことがわかる。

【００９５】（実験例５：射出成形体の製造）Ｆｅ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、混合した原料を溶
解して溶湯とし、この溶湯を図１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、図３に示す
ような円環状の非晶質軟磁性合金の射出成形体（実施例
２１、２２）を製造した。得られた射出成形体の大きさ
は、外径６ｍｍ、内径４ｍｍ、厚さ１ｍｍであった。ま
た、得られた射出成形体の組成は、Ｆｅ₇₀Ｇａ₇Ｐ_10.49
Ｃ_3.45Ｂ_5.75Ｓｉ_3.31であった。実施例２１及び実施例
２２の射出成形体について、Ｘ線回折により結晶構造解
析を行った。結果を図１８に示す。

【００９６】また、上記の溶湯を減圧Ａｒ雰囲気下でる
つぼのノズルから回転しているロールに吹き出して急冷
し、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施例２３の非晶質軟磁
性合金の薄帯を得た。実施例２１の射出成形体と実施例
２３の薄帯について、ＤＳＣ測定（Differential scann
ing caloriemetry：示差走査熱量測定）を行った。実施
例２３の結果を図１９に、実施例２１の結果を図２０に
それぞれ示す。

【００９７】図１８から明らかなように、実施例２１及
び実施例２２の射出成形体のＸ線回折パターンはブロー
ドなパターンを示している。従ってこれらの非晶質軟磁
性合金は、たとえ射出成形法により得られたバルク状の
射出成形体であっても 非晶質相を主体とする組織を有
しており、上記の組成の合金が高い非晶質形成能を有し
ていることがわかる。

【００９８】また図１９に示すように、実施例２３の薄
帯のＤＳＣ曲線には、７４０Ｋにガラス遷移によるガラ
ス遷移温度Ｔgが認められ、８００Ｋに結晶化による結
晶化開始温度Ｔxが観察される。また６５０Ｋにキュリ
ー温度Ｔcによる吸熱ピークが観察される。またΔＴx＝
Ｔx−Ｔgで示される過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６０
Ｋであった。また、図２０に示すように、実施例２１の
射出成形体のＤＳＣ曲線には、７４４Ｋにガラス遷移に
よるガラス遷移温度Ｔgが認められ、８０２Ｋに結晶化
による結晶化開始温度Ｔxが観察される。また６４９Ｋ
にキュリー温度Ｔcによる吸熱ピークが観察される。ま
たΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxは５９Ｋであった。

【００９９】また、実施例２１の射出成形体と実施例２
３の薄帯について、磁界８００Ａ／ｍｗ印加した時の磁
束密度Ｂ₈₀₀、残留磁束密度Ｂr、保磁力Ｈｃを測定し
た。更に、実施例２１の射出成形体に真空中において温
度６７３Ｋにて３０分間の熱処理を施し、その後再び磁
束密度Ｂ₈₀₀、残留磁束密度Ｂr、保磁力Ｈｃを測定し
た。これらの結果を表６に示す。

【０１００】

【表６】

【０１０１】表６に示すように実施例２１の射出成形体
は優れた軟磁気特性を示し、更に熱処理を施すことによ
り作製時に試料中に導入された応力が緩和され、実施例
２３の急冷薄帯を上回る軟磁気特性を示した。以上のこ
とから本発明の非晶質軟磁性合金は、射出成形法により
得られたバルク状の射出成形体であっても、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを有しており、高い非晶質形成能を有
していることがわかる。

【０１０２】（実験例６：Ｃｏの添加効果の確認）Ｆ
ｅ、Ｃｏ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金及びＢ
を原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下
においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、
種々の組成のインゴットを作製した。このインゴットを
るつぼ内に入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつぼの
ノズルから回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷
する単ロール法により、Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄
（ただしｔ＝０，５，７．５，１０，１２．５，１５，
１７．５，２０）なる組成の幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの
非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。

【０１０３】得られた非晶質軟磁性合金の薄帯につい
て、ＤＳＣ測定（示差走査熱量測定）を行い、キュリー
温度Ｔc、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx及び
過冷却液体の温度間隔ΔＴxを求めた。ＤＳＣ測定の昇
温速度は０．６７Ｋ／秒とした。また、溶融状態の合金
を降温速度０．０３３Ｋ／ｓの条件で徐冷しつつＤＴＡ
測定（示差熱分析）を行うことにより、融点Ｔmを求め
た。結果を図２１、図２２及び表７に示す。また、得ら
れた非晶質軟磁性合金の薄帯について、飽和磁化Ｉs及
び保磁力Ｈｃを測定した。結果を表２にあわせて示す。
また、Ｉ−Ｈ曲線を図２３に示す。

【０１０４】

【表７】

【０１０５】図２１から明らかなように、Ｆｅ_75-tＣｏ
_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成の薄帯の融点は、Ｃｏ量が１
０原子％のときに最も低くなり、Ｃｏ量が１０原子％か
ら増減するにつれて融点Ｔmが高くなっていることがわ
かる。そして、合金の非晶質形成能の指標となる換算ガ
ラス化温度Ｔg／Ｔmは、Ｃｏが１０原子％のときに０．
６０６を示しており、高い非晶質形成能を有しているこ
とがわかる。なお、Ｃｏが０原子％の合金でも０．６１
の換算ガラス化温度Ｔg／Ｔmを示しており、非晶質形成
能が優れているように見えるが、このＣｏが１０原子％
の合金のキュリー温度Ｔcは６２２Ｋを示し、他の合金
に比べてキュリー温度Ｔcが低くなっており、熱的安定
性に劣ることがわかる。即ち、Ｃｏの添加により、キュ
リー温度Ｔcが上昇して熱的安定性が向上し、非晶質形
成能が高くなる。

【０１０６】また、ΔＴxについては、Ｃｏが５〜１
７．５原子％の範囲の合金でΔＴxが４０Ｋ以上を示
し、Ｃｏが７．５を越えて１５原子％までの範囲の合金
でΔＴxが４４Ｋ以上を示しており、優れた非晶質形成
能を示すことがわかる。

【０１０７】次に、軟磁気特性については、Ｃｏが０〜
１５原子％の範囲で飽和磁化Ｉsが１．２８〜１．３Ｔ
を示しており、比較的高い飽和磁化Ｉsを示すことがわ
かる。これは、磁性を担う元素であるＦｅとＣｏの合計
量が７５原子％と比較的高濃度であるためと考えられ
る。また、保磁力Ｈｃについては、いずれの合金も３．
６Ａ／ｍ以下であり、軟磁気特性に優れていることがわ
かる。

【０１０８】以上より、Ｃｏの組成比が５〜１７．５原
子％の範囲の合金は４０Ｋ以上のΔＴxを示しており、
非晶質形成能が高いことがわかる。また、Ｃｏの組成比
が７．５〜１２．５原子％の範囲の合金は、飽和磁化Ｉ
s、保磁力Ｈc、キュリー温度Ｔc、ΔＴx及びＴg／Ｔmが
いずれも優れた値を示しており、熱的安定性、非晶質形
成能及び軟磁気特性に優れていることがわかる。特にこ
れらのなかでもＣｏを１０原子％含む合金が、最も優れ
た特性を示すことがわかる。

【０１０９】（実験例７：鋳造体の製造）Ｆｅ、Ｃｏ及
びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金及びＢを原料とし
てそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこ
れらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、Ｆｅ_75ーt
Ｃｏ_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄（ｔ＝１０，１２．５，１５）な
る組成のインゴットを作製した。このインゴットをるつ
ぼ内で溶解して溶湯とし、この溶湯をＣｕ製の鋳造型に
流し込んで冷却することにより、非晶質軟磁性合金から
なる鋳造体を得た。各鋳造体は、長さ２５ｍｍ、太さ
１．５ｍｍの断面視円形の線状の鋳造体であった。

【０１１０】得られた各鋳造体について、光学顕微鏡に
より組織の観察を行った。また、各鋳造体について、Ｄ
ＳＣ測定（示差走査熱量測定）を行い、キュリー温度Ｔ
c、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔxを求めた。
ＤＳＣ測定の昇温速度は０．６７Ｋ／秒とした。図２４
にＤＳＣ曲線を示す。

【０１１１】各鋳造体の表面はいずれも金属光沢を示
し、また表面の凹凸も少なく、均一な性状を示してい
る。鋳造体の断面観察でも鋳造体の中心部分まで金属光
沢を示しており、内部まで均一な状態である。また各断
面に対してＸ線回折を行っても結晶質相の存在を示す回
折ピークは確認されず、非晶質単相組織であることが判
明した。また、図２４から明らかなように、各鋳造体は
ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔxを有しており、
過冷却液体の温度間隔ΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）が４０Ｋ以
上を示しており、金属ガラス合金であることがわかる。
また、これらの鋳造体の飽和磁化を測定したところ、い
ずれも１．３Ｔの高い磁化を有していることが判明し
た。従って上記組成の非晶質軟磁性合金は、高い非晶質
形成能を有しており、直径１．５ｍｍの比較的大きなバ
ルク体を得ることができることが明らかになった。

【０１１２】（実験例８：単ロール法及び双ロール法に
よる合金の製造）Ｆｅ、Ｃｏ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合
金、Ｆｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤
量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波
誘導加熱装置で溶解し、種々の組成のインゴットを作製
した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解し、減圧
Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから回転しているロール
に溶湯を吹き出して急冷する単ロール法により、Ｆｅ₆₅
Ｃｏ₁₀Ｇａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成の幅１ｍｍの急冷厚板
材を得た。

【０１１３】また、上記のインゴットを別のるつぼ内に
入れて溶解し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから
回転している２つのロールの間に溶湯を吹き出して急冷
する双ロール法により、Ｆｅ₆₅Ｃｏ₁₀Ｇａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄
なる組成の幅２ｍｍの急冷厚板材を得た。双ロール法で
の製造条件は、ロールの直径を１４０ｍｍとし、２つの
ロールの間隔を０．０５〜０．１２ｍｍとし、ロールの
回転数を３００ｒｐｍとした。また、るつぼのノズル径
を０．５ｍｍとし、溶湯の射出圧力を０．３８ｋｇｆ／
ｃｍ²（３７ｋＰａ）とし、６６０Ｔｏｒｒ（８８ｋＰ
ａ）のＡｒ雰囲気とした。

【０１１４】得られた急冷厚板材を、６２３Ｋで１．８
ｋｓ(３５０℃で３０分間)、６２３Ｋで３．６ｋｓ(３
５０℃で６０分間)、６７３Ｋで６００ｓ(４００℃で１
０分間)、６７３Ｋで１．２ｋｓ(４００℃で２０分
間)、７２３Ｋで３００ｓ(４５０℃で５分間)、７２３
Ｋで６００ｓ(４５０℃で１０分間)、７２３Ｋで９００
ｓ(４５０℃で１５分間)の各条件で熱処理することによ
り、実施例２４〜３０の非晶質軟磁性合金の厚板材を得
た。尚、実施例２４〜２８の厚板材は単ロール法により
製造し、実施例２９及び３０の厚板材は双ロール法によ
り製造した。

【０１１５】得られた非晶質軟磁性合金の厚板材の組織
の状態を、Ｘ線回折法により測定した。結果を表８に示
す。また図２５に実施例３０の厚板材のＸ線回折測定結
果を示す。また、得られた非晶質軟磁性合金の厚板材に
ついてＤＳＣ測定（示差走査熱量測定）を行い、キュリ
ー温度Ｔc、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx及
び過冷却液体の温度間隔ΔＴxを求めた。ＤＳＣ測定の
昇温速度は０．６７Ｋ／秒とした。結果を表８に併せて
示す。また図２６に実施例２７及び実施例３０の厚板材
のＤＳＣ曲線を示す。更に、得られた非晶質軟磁性合金
の厚板材について、飽和磁化Ｉs、保磁力Ｈｃ及び１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μeを測定した。結果を表９に
示す。

【０１１６】

【表８】

【０１１７】

【表９】

【０１１８】（単ロール法により製造した厚板材）表８
に示すように、単ロール法では厚さが２７μｍ（実施例
２４）から２３４μｍ（実施例２８）までの厚板材が得
られたが、実施例２８の薄帯は組織中に結晶質相が析出
した。実施例２８の厚板材は、結晶質相の析出によって
ΔＴxが実施例２４〜２７に比べて１０Ｋ程度小さくな
っており、また表９に示すように熱処理前の状態で保磁
力が約４０Ａ／ｍを示しており、磁気特性が劣化してい
ることがわかる。実施例２８の厚板材は、厚さが２３４
μｍと比較的厚く、しかも冷却能力が比較的小さな単ロ
ール法により製造したため、溶湯の急冷が不十分となっ
て結晶質相が析出し、磁気特性が劣化したものと考えら
れる。また、表８及び表９に示すように、実施例２４〜
２７の厚板材はいずれも非晶質相単相組織からなり、ま
た熱処理なしの状態で比較的良好な磁気特性を示してい
る。実施例２４の１ｋＨｚにおける実効透磁率μeがや
や低めだが、６２３Ｋ、１．８ｋｓの熱処理後で１ｋＨ
ｚでの実効透磁率が４４００まで向上しており、他の厚
板材と遜色ない磁気特性を示している。

【０１１９】（双ロール法により製造した厚板材）表８
及び図２５に示すように、双ロール法では厚さが２２９
μｍ（実施例２９）から３００μｍ（実施例３０）の非
晶質単相組織からなる厚板材が得られている。特に、実
施例２９及び３０の厚板材は、単ロール法で得た実施例
２８の厚板材よりも大きな厚さであるにもかかわらず、
結晶質相の析出が一切観察されていない。またΔＴxも
表８及び図２６に示すように実施例２４〜２７と同程度
である。これは、２つの冷却ロールを用いて厚板材の両
面から冷却する双ロール法が、１つの冷却ロールで厚板
材の片面のみを冷却する単ロール法よりも冷却能が高い
ために、大きな厚さの厚板材でも合金組織の内部まで急
冷することができるためと考えられる。

【０１２０】尚、双ロール法による非晶質合金薄帯の製
造は、これまで幾度となく試されてきたが、単ロール法
に比較して溶湯の詰まりが多発し、また薄帯が得られた
としても厚さ等が不均一なものしか得られず、更に最適
な製造条件の設定も困難であり、量産性に劣るといった
問題が以前から指摘されていて、従来から冷却能に優れ
ることが知られているにも関わらず実際にはほとんど成
功していなかった。本発明では、従来のＦｅＡｌＧａＰ
ＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金からＡｌを除去してＧ
ａを増量し、更にＣｏを添加することにより、合金溶湯
の粘度が従来の金属ガラス合金の溶湯よりも低くなると
ともに非晶質形成能が向上したために、双ロール法によ
る３００μｍの厚さの合金厚板材の製造が可能になっ
た。

【０１２１】磁気特性は表９に示すように、実施例２９
の合金厚板材について、熱処理温度が高かくなるにつれ
て保磁力が低下し、軟磁気特性が向上していることがわ
かる。この現象は、双ロール法により製造された急冷厚
板材に内部応力が残存し、この内部応力が熱処理により
緩和されるにつれて磁気特性が向上したためと考えられ
る。

【０１２２】

【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
非晶質軟磁性合金は、磁性を示すＦｅと、非晶質形成能
を有するＧａと、Ｇａと同様に非晶質形成能を有する元
素Ｑを具備しているので、非晶質相を主相とするととも
に軟磁気特性を示す非晶質軟磁性合金を構成することが
でき、またＧａは同時にキュリー温度を低下させる作用
があるので、各種磁気特性の熱的安定性が高い非晶質軟
磁性合金を構成できる。

【０１２３】また本発明の非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ
以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス
合金であるので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる
際に、比較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させるこ
とができ、薄帯よりも肉厚なバルク状とすることができ
る。特に合金の溶湯を用いて鋳造法や射出成形法を適用
することにより、バルク状の鋳造体や射出成形体を構成
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の非晶質軟磁性合金の射出成形体を
製造する際に用いる成形金型の一例を示す斜視図であ
る。

【図２】 図１に示す成形金型を用いた本発明の非晶
質軟磁性合金の射出成形体の製造方法を説明するための
模式図である。

【図３】 図１に示す成形金型を用いて得られた本発
明の非晶質軟磁性合金の射出成形体及び射出成形前駆体
を示す説明する斜視図である。

【図４】 実施例１〜実施例８の非晶質軟磁性合金の
薄帯のＸ線回折パターンを示す図である。

【図５】 実施例９〜実施例１７の非晶質軟磁性合金
の薄帯のＸ線回折パターンを示す図である。

【図６】 実施例１４及び比較例１の非晶質軟磁性合
金の薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図７】 Ｆｅ_80-xＧａ_xＰ₁₂Ｃ₄Ｂ₄（ただしｘ＝０、
１、２、３、４、５）なる組成の非晶質軟磁性合金の薄
帯のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図８】 Ｆｅ_80-xＧａ_xＰ₁₂Ｃ₄Ｂ₄（ただしｘ＝０、
１、２、３、４、５）なる組成の非晶質軟磁性合金の薄
帯の保磁力（Ｈｃ）及び磁歪定数（λｓ）のＧａ量の依
存性を示すグラフである。

【図９】 Ｆｅ_80-xＧａ_xＰ₁₂Ｃ₄Ｂ₄（ただしｘ＝０、
１、２、３、４、５）なる組成の非晶質軟磁性合金の薄
帯の飽和磁化（σs）のＧａ量の依存性を示すグラフで
ある。

【図１０】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯のガラス遷移温度Ｔgの組成依
存性を示す三角組成図である。

【図１１】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯の結晶化開始温度Ｔxの組成依
存性を示す三角組成図である。

【図１２】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯の過冷却液体の温度間隔ΔＴx
の組成依存性を示す三角組成図である。

【図１３】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯の融点Ｔmの組成依存性を示す
三角組成図である。

【図１４】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯のＴg／Ｔmの組成依存性を示す
三角組成図である。

【図１５】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯のキュリー温度Ｔcの組成依存
性を示す三角組成図である。

【図１６】 Ｆｅ₇₀Ｇａ₇(ＰＳｉ)_vＣ_zＢ_wなる組成の
非晶質軟磁性合金の薄帯の飽和磁化（σs）の組成依存
性を示す三角組成図である。

【図１７】 実施例１８〜実施例２０の非晶質軟磁性
合金の薄帯及び鋳造体のＸ線回折パターンを示す図であ
る。

【図１８】 実施例２１〜実施例２２の非晶質軟磁性
合金の射出成形体のＸ線回折パターンを示す図である。

【図１９】 実施例２３の非晶質軟磁性合金の薄帯の
ＤＳＣ曲線を示す図である。

【図２０】 実施例２１の非晶質軟磁性合金の射出成
形体のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図２１】 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成
の非晶質軟磁性合金薄帯の融点ＴmのＣｏ組成比依存性
を示すグラフである。

【図２２】 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成
の非晶質軟磁性合金薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図２３】 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成
の非晶質軟磁性合金薄帯のＩ−Ｈ曲線を示す図である。

【図２４】 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ₅Ｐ₁₂Ｃ₄Ｂ₄なる組成
の非晶質軟磁性合金の鋳造体のＤＳＣ曲線を示す図であ
る。

【図２５】 実施例３０の非晶質軟磁性合金の厚板材
のＸ線回折パターンを示す図である。

【図２６】 実施例２７及び実施例３０の非晶質軟磁
性合金の厚板材のＤＳＣ曲線を示す図である。

【符号の説明】

１１ 射出成形体

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 沈 宝龍 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 小柴 寿人 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 五十嵐 一聡 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 福村 弘明 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 Ｆターム(参考） 5E041 AA11 AA19 BD03 CA02 NN01

Claims (18)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｆｅと、Ｇａと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂの
   うちの１種以上の元素Ｑとを具備してなり、非晶質相を
   主相とする組織からなることを特徴とする非晶質軟磁性
   合金。
2. 【請求項２】 下記の組成式で表されることを特徴と
   する請求項１に記載の非晶質軟磁性合金。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-yＧａ_xＱ_y ただし、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
   り、ＱはＰ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素であ
   り、組成比を示すａ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．１５、ｘ
   ≦２０原子％、ｙ≦５０原子％である。
3. 【請求項３】 前記組成比を示すａ、ｘ、ｙが、０≦
   ａ≦０．１５、ｘ≦２０原子％、５原子％≦ｙ≦５０原
   子％であることを特徴とする請求項２に記載の非晶質軟
   磁性合金。
4. 【請求項４】 前記組成比を示すａ、ｘ、ｙが、０≦
   ａ≦０．１５、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子
   ％≦ｙ≦３５原子％であることを特徴とする請求項２に
   記載の非晶質軟磁性合金。
5. 【請求項５】 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以上であっ
   て、Ｆｅと、Ｇａと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以
   上の元素Ｑとを具備してなり、非晶質相を主相とする組
   織からなることを特徴とする非晶質軟磁性合金。
6. 【請求項６】 下記の組成式で表されることを特徴と
   する請求項５に記載の非晶質軟磁性合金。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-yＧａ_xＱ_y ただし、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
   り、ＱはＰ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂのうちの１種以上の元素であ
   り、組成比を示すａ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０．１５、ｘ
   ≦２０原子％、ｙ≦５０原子％である。
7. 【請求項７】 下記の組成式で表されることを特徴と
   する請求項５に記載の非晶質軟磁性合金。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-v-z-wＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_zＢ
   _w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
   り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
   ０．１５、０＜ｂ≦０．８、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２
   原子％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２
   ０原子％である。
8. 【請求項８】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
   ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、
   ０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｖ≦２０原
   子％、０原子％≦ｚ≦９．５原子％、２原子％≦ｗ≦１
   ４原子％であることを特徴とする請求項７に記載の非晶
   質軟磁性合金。
9. 【請求項９】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
   ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１、０．１≦ｂ≦０．２８、
   ０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、１０原子％≦ｖ≦１
   ５．５原子％、０．５原子％≦ｚ≦６原子％、４原子％
   ≦ｗ≦１１原子％であることを特徴とする請求項７に記
   載の非晶質軟磁性合金。
10. 【請求項１０】 下記の組成式で表されることを特徴
    とする請求項５に記載の非晶質軟磁性合金。 （Ｆｅ_1-aＴ_a）_100-x-v-z-wＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
    り、組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．
    １５、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２原子％、０原子％≦ｚ
    ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２０原子％である。
11. 【請求項１１】 前記組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、
    ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．５原子％≦ｘ≦１５原子
    ％、７原子％≦ｖ≦２０原子％、０原子％≦ｚ≦９．５
    原子％、２原子％≦ｗ≦１４原子％であることを特徴と
    する請求項１０に記載の非晶質軟磁性合金。
12. 【請求項１２】 前記組成比を示すａ、ｘ、ｖ、ｚ、
    ｗが、０≦ａ≦０．１、０．５原子％≦ｘ≦１５原子
    ％、１０原子％≦ｖ≦１５．５原子％、０．５原子％≦
    ｚ≦６原子％、４原子％≦ｗ≦１１原子％であることを
    特徴とする請求項１０に記載の非晶質軟磁性合金。
13. 【請求項１３】 下記の組成式で表されることを特徴
    とする請求項５に記載の非晶質軟磁性合金。 Ｆｅ_75-tＣｏ_tＧａ_x（Ｐ_1-bＳｉ_b）_vＣ_zＢ_w ただし、組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０＜
    ｂ≦０．８、０原子％≦ｔ≦１７．５原子％、ｘ≦２０
    原子％、ｖ≦２２原子％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、
    １原子％≦ｗ≦２０原子％である。
14. 【請求項１４】 前記組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、
    ｚ、ｗが、０．１≦ｂ≦０．３５、５原子％≦ｔ≦１
    ７．５原子％、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、７原子
    ％≦ｖ≦２０原子％、０原子％≦ｚ≦９．５原子％、２
    原子％≦ｗ≦１４原子％であることを特徴とする請求項
    １３に記載の非晶質軟磁性合金。
15. 【請求項１５】 前記組成比を示すｂ、ｔ、ｘ、ｖ、
    ｚ、ｗが、０．１≦ｂ≦０．２８、７．５原子％≦ｔ≦
    １２．５原子％、０．５原子％≦ｘ≦１５原子％、１０
    原子％≦ｖ≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ≦６原
    子％、４原子％≦ｗ≦１１原子％であることを特徴とす
    る請求項１３に記載の非晶質軟磁性合金。
16. 【請求項１６】 下記の組成式で表されることを特徴
    とする請求項５に記載の非晶質軟磁性合金。 Ｆｅ_75ーtＣｏ_tＧａ_xＰ_vＣ_zＢ_w ただし、組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０原子％
    ≦ｔ≦１７．５原子％、ｘ≦２０原子％、ｖ≦２２原子
    ％、０原子％≦ｚ≦１０原子％、１原子％≦ｗ≦２０原
    子％である。
17. 【請求項１７】 前記組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、
    ｗが、５原子％≦ｔ≦１７．５原子％、０．５原子％≦
    ｘ≦１５原子％、７原子％≦ｖ≦２０原子％、０原子％
    ≦ｚ≦９．５原子％、２原子％≦ｗ≦１４原子％である
    ことを特徴とする請求項１６に記載の非晶質軟磁性合
    金。
18. 【請求項１８】 前記組成比を示すｔ、ｘ、ｖ、ｚ、
    ｗが、７．５原子％≦ｔ≦１２．５原子％、０．５原子
    ％≦ｘ≦１５原子％、１０原子％≦ｖ≦１５．５原子
    ％、０．５原子％≦ｚ≦６原子％、４原子％≦ｗ≦１１
    原子％であることを特徴とする請求項１６に記載の非晶
    質軟磁性合金。