JP2001338808A - フィルタ及び増幅装置 - Google Patents
フィルタ及び増幅装置Info
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- JP2001338808A JP2001338808A JP2001079544A JP2001079544A JP2001338808A JP 2001338808 A JP2001338808 A JP 2001338808A JP 2001079544 A JP2001079544 A JP 2001079544A JP 2001079544 A JP2001079544 A JP 2001079544A JP 2001338808 A JP2001338808 A JP 2001338808A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 損失が小さく、波形の歪みが小さなフィルタ
およびこのフィルタを備えた増幅装置を提供する。 【解決手段】 コンデンサ７と、磁心に巻回されたコイ
ルからなるインダクタ１を具備してなり、磁心は、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以上であって非晶質相を主相とする
組織からなる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合
され、成形されてなる圧粉磁心であることを特徴とする
フィルタ６を採用する。
およびこのフィルタを備えた増幅装置を提供する。 【解決手段】 コンデンサ７と、磁心に巻回されたコイ
ルからなるインダクタ１を具備してなり、磁心は、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以上であって非晶質相を主相とする
組織からなる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合
され、成形されてなる圧粉磁心であることを特徴とする
フィルタ６を採用する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、フィルタ及びこの
フィルタを備えた増幅装置に関するものであり、特に、
損失が小さく、出力波形の歪みが小さなフィルタに関す
るものである。
フィルタを備えた増幅装置に関するものであり、特に、
損失が小さく、出力波形の歪みが小さなフィルタに関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、パルス変調増幅器からのパル
ス波形出力を平滑化する手段としてローパスフィルタが
用いられている。このローパスフィルタに要求される特
性としては、低損失であることと、平滑化後の波形の歪
みが小さいことである。このローパスフィルタは通常、
コンデンサと、磁心付きコイルからなるインダクタを具
備してなるものであるが、上記のフィルタの要求特性は
インダクタを構成する磁心の特性によるところが大き
い。そこで従来から上記のローパスフィルタには、ギャ
ップ付アモルファス磁心、ギャップ付フェライト磁心、
あるいはギャップ無しカーボニル鉄圧粉磁心等が用いら
れてきた。
ス波形出力を平滑化する手段としてローパスフィルタが
用いられている。このローパスフィルタに要求される特
性としては、低損失であることと、平滑化後の波形の歪
みが小さいことである。このローパスフィルタは通常、
コンデンサと、磁心付きコイルからなるインダクタを具
備してなるものであるが、上記のフィルタの要求特性は
インダクタを構成する磁心の特性によるところが大き
い。そこで従来から上記のローパスフィルタには、ギャ
ップ付アモルファス磁心、ギャップ付フェライト磁心、
あるいはギャップ無しカーボニル鉄圧粉磁心等が用いら
れてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、ギャップ付ア
モルファス磁心やギャップ付フェライト磁心をフィルタ
に用いた場合は、ギャップからの漏れ磁界が周辺の他の
素子あるいは回路に悪影響を及ぼすおそれがあり、この
フィルタを含む回路全体の安定性が低下するとともに雑
音が発生するという課題があった。また、ギャップ付ア
モルファス磁心やフェライト磁心は、振幅透磁率が磁界
変化に対して一定でなく、振幅透磁率の変化率が大きい
ため、磁界変化が大きなパルス電流を平滑化すると波形
の歪みが大きくなってしまうという課題もあった。
モルファス磁心やギャップ付フェライト磁心をフィルタ
に用いた場合は、ギャップからの漏れ磁界が周辺の他の
素子あるいは回路に悪影響を及ぼすおそれがあり、この
フィルタを含む回路全体の安定性が低下するとともに雑
音が発生するという課題があった。また、ギャップ付ア
モルファス磁心やフェライト磁心は、振幅透磁率が磁界
変化に対して一定でなく、振幅透磁率の変化率が大きい
ため、磁界変化が大きなパルス電流を平滑化すると波形
の歪みが大きくなってしまうという課題もあった。
【０００４】また、ギャップ無しカーボニル鉄圧粉磁心
は、振幅透磁率の磁界特性が一定であり、波形の歪みの
問題は生じないが、一方でコアロスが大きいため、フィ
ルタの発熱量が大きくなるという課題があった。
は、振幅透磁率の磁界特性が一定であり、波形の歪みの
問題は生じないが、一方でコアロスが大きいため、フィ
ルタの発熱量が大きくなるという課題があった。
【０００５】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、損失が小さくなって発熱量が低減
され、かつ波形の歪みが小さなフィルタおよびこのフィ
ルタを備えた増幅装置を提供することを目的とする。
されたものであって、損失が小さくなって発熱量が低減
され、かつ波形の歪みが小さなフィルタおよびこのフィ
ルタを備えた増幅装置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。本発明のフィル
タは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイルからなる
インダクタを具備してなり、前記磁心は、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ΔＴ
xが２０Ｋ以上であって非晶質相を主相とする組織から
なる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成
形されてなる圧粉磁心であることを特徴とする。なお、
上記金属ガラス合金は、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上で
あることが好ましい。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明のフィル
タは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイルからなる
インダクタを具備してなり、前記磁心は、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ΔＴ
xが２０Ｋ以上であって非晶質相を主相とする組織から
なる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成
形されてなる圧粉磁心であることを特徴とする。なお、
上記金属ガラス合金は、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上で
あることが好ましい。
【０００７】係るフィルタによれば、前記磁心が、過冷
却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金の粉末
と絶縁材とが混合されて成形されてなるものであり、こ
の金属ガラス合金は結晶化温度よりも十分低い温度の熱
処理により磁心の内部応力を緩和あるいは除去できるの
で、コアロスが低く、振幅透磁率が磁界変化に対してほ
ぼ一定である磁心を構成することが可能となり、フィル
タの損失を小さくして発熱量を小さくし、かつ波形の歪
みを小さくすることが可能になる。
却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金の粉末
と絶縁材とが混合されて成形されてなるものであり、こ
の金属ガラス合金は結晶化温度よりも十分低い温度の熱
処理により磁心の内部応力を緩和あるいは除去できるの
で、コアロスが低く、振幅透磁率が磁界変化に対してほ
ぼ一定である磁心を構成することが可能となり、フィル
タの損失を小さくして発熱量を小さくし、かつ波形の歪
みを小さくすることが可能になる。
【０００８】また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の上記
組成の金属ガラス合金を用いているので、高周波におけ
る金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、より
コアロスが低い磁心を構成することが可能になり、フィ
ルタの損失を小さくすることができ、発熱量を小さくす
ることが可能になる。また、絶縁材によって磁心全体の
比抵抗を高くすることができ、渦電流損失をより低減し
て磁心のコアロスをさらに低くすることが可能になると
ともに、高周波数帯域での透磁率の低下を抑制すること
が可能になり、フィルタの高周波特性を向上させること
が可能になる。
組成の金属ガラス合金を用いているので、高周波におけ
る金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、より
コアロスが低い磁心を構成することが可能になり、フィ
ルタの損失を小さくすることができ、発熱量を小さくす
ることが可能になる。また、絶縁材によって磁心全体の
比抵抗を高くすることができ、渦電流損失をより低減し
て磁心のコアロスをさらに低くすることが可能になると
ともに、高周波数帯域での透磁率の低下を抑制すること
が可能になり、フィルタの高周波特性を向上させること
が可能になる。
【０００９】また、２００Ａ／ｍの磁界における振幅透
磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における
前記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であり、
かつ前記磁心の１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上
２００以下であることを特徴とする。振幅透磁率の磁界
に対する変化率が上記の範囲であれば、フィルタの出力
波形が歪むことがなく、このフィルタをパルス幅変調増
幅器の平滑回路として好適に用いることができる。ま
た、磁心の透磁率が上記の範囲であれば、コイルの巻回
数を少なくしてインダクタを小型化でき、フィルタの小
型化が可能になる。
磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における
前記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であり、
かつ前記磁心の１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上
２００以下であることを特徴とする。振幅透磁率の磁界
に対する変化率が上記の範囲であれば、フィルタの出力
波形が歪むことがなく、このフィルタをパルス幅変調増
幅器の平滑回路として好適に用いることができる。ま
た、磁心の透磁率が上記の範囲であれば、コイルの巻回
数を少なくしてインダクタを小型化でき、フィルタの小
型化が可能になる。
【００１０】また、前記フィルタは、ローパスフィルタ
であることが好ましい。即ち前記コンデンサと前記イン
ダクタとがＬ形に接続されてなるものが好ましい。
であることが好ましい。即ち前記コンデンサと前記イン
ダクタとがＬ形に接続されてなるものが好ましい。
【００１１】また本発明のフィルタは、先に記載のフィ
ルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、残
部がＦｅであって、不可避的不純物を含む金属ガラス合
金である。また、別の例として、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％、Ｆｅ：残部か
らなり、不可避的不純物を含む金属ガラス合金を用いて
も良い。
ルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、残
部がＦｅであって、不可避的不純物を含む金属ガラス合
金である。また、別の例として、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％、Ｆｅ：残部か
らなり、不可避的不純物を含む金属ガラス合金を用いて
も良い。
【００１２】また本発明のフィルタは、先に記載のフィ
ルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素が
０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素０〜８原子％であり、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのう
ちの一種以上の元素が０〜８原子％であり、残部がＦｅ
であって、不可避的不純物を含んでも良い金属ガラス合
金である。また、別の例として、Ａｌが１〜１０原子％
であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１５原子
％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２〜１０
原子％であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの
一種以上の元素が０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗのうちの一種以上の元素０〜８原子％であり、Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素が０〜８原子％
であり、残部がＦｅであり、不可避的不純物を含んでも
良い金属ガラス合金を用いても良い。
ルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素が
０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素０〜８原子％であり、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのう
ちの一種以上の元素が０〜８原子％であり、残部がＦｅ
であって、不可避的不純物を含んでも良い金属ガラス合
金である。また、別の例として、Ａｌが１〜１０原子％
であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１５原子
％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２〜１０
原子％であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの
一種以上の元素が０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗのうちの一種以上の元素０〜８原子％であり、Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素が０〜８原子％
であり、残部がＦｅであり、不可避的不純物を含んでも
良い金属ガラス合金を用いても良い。
【００１３】上記のＰの添加量は、５〜１２原子％の範
囲がより好ましく、７〜１２原子％の範囲が特に好まし
い。またＣの添加量は、２〜７原子％の範囲がより好ま
しく、５〜７原子％の範囲が特に好ましい。そしてＳｉ
の添加量は、０．５〜１５原子％の範囲がより好まし
く、０．５〜４原子％の範囲が特に好ましい。
囲がより好ましく、７〜１２原子％の範囲が特に好まし
い。またＣの添加量は、２〜７原子％の範囲がより好ま
しく、５〜７原子％の範囲が特に好ましい。そしてＳｉ
の添加量は、０．５〜１５原子％の範囲がより好まし
く、０．５〜４原子％の範囲が特に好ましい。
【００１４】また、本発明のフィルタは、先に記載のフ
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1（Ｐ1-b1Ｓｉ
b1）v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1（Ｐ1-b1Ｓｉ
b1）v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
【００１５】また、本発明のフィルタは、先に記載のフ
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
【００１６】また、金属ガラス合金の組成は、上記の組
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1 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ａ１、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０
≦ａ１≦０．１５、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦２２原子
％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦ｗ１≦２
０原子％である。
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1 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ａ１、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０
≦ａ１≦０．１５、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦２２原子
％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦ｗ１≦２
０原子％である。
【００１７】また、金属ガラス合金の組成は、上記の組
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1Ｌ
d1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ１、ｄ1、ｅ1、ｆ
1、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０≦ａ１≦０．１５、
０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ1≦８原子％、
０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦
２２原子％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦
ｗ１≦２０原子％である。
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1Ｌ
d1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ１、ｄ1、ｅ1、ｆ
1、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０≦ａ１≦０．１５、
０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ1≦８原子％、
０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦
２２原子％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦
ｗ１≦２０原子％である。
【００１８】また、本発明のフィルタは、先に記載のフ
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。
【００１９】また、本発明のフィルタは、先に記載のフ
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。
【００２０】また、本発明のフィルタは、先に記載のフ
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 但し、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 但し、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。
【００２１】上記の各組成の金属ガラス合金からなる磁
心は、いずれもコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界変
化に対してほぼ一定であるので、フィルタの損失を小さ
くして発熱量を少なくし、波形の歪みを小さくすること
が可能になる。
心は、いずれもコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界変
化に対してほぼ一定であるので、フィルタの損失を小さ
くして発熱量を少なくし、波形の歪みを小さくすること
が可能になる。
【００２２】また、本発明の増幅装置は、パルス電流を
出力する増幅器と、該増幅器の出力側に接続されて前記
パルス電流を平滑化するフィルタとからなり、前記フィ
ルタは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイルからな
るインダクタとを具備してなり、前記磁心は、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以上であって非晶質相を主相とする組織
からなる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが成形され
てなる圧粉磁心であることを特徴とする。上記金属ガラ
ス合金は比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上のものが好まし
い。
出力する増幅器と、該増幅器の出力側に接続されて前記
パルス電流を平滑化するフィルタとからなり、前記フィ
ルタは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイルからな
るインダクタとを具備してなり、前記磁心は、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以上であって非晶質相を主相とする組織
からなる金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが成形され
てなる圧粉磁心であることを特徴とする。上記金属ガラ
ス合金は比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上のものが好まし
い。
【００２３】係る増幅装置によれば、前記磁心が、過冷
却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金の粉末
と絶縁材とが混合されて成形されてなるもので、この金
属ガラス合金は結晶化温度よりも十分低い温度の熱処理
により圧粉磁心の内部応力を緩和あるいは除去できるの
で、コアロスが低く、振幅透磁率が磁界変化に対してほ
ぼ一定である磁心を構成することが可能となり、フィル
タの損失を小さくして発熱量を少なくし、かつ波形の歪
みを小さくすることが可能になり、これにより発熱が少
なく波形歪みの小さな増幅装置を構成することが可能に
なる。
却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金の粉末
と絶縁材とが混合されて成形されてなるもので、この金
属ガラス合金は結晶化温度よりも十分低い温度の熱処理
により圧粉磁心の内部応力を緩和あるいは除去できるの
で、コアロスが低く、振幅透磁率が磁界変化に対してほ
ぼ一定である磁心を構成することが可能となり、フィル
タの損失を小さくして発熱量を少なくし、かつ波形の歪
みを小さくすることが可能になり、これにより発熱が少
なく波形歪みの小さな増幅装置を構成することが可能に
なる。
【００２４】また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の上記
組成の金属ガラス合金を用いているので、高周波におけ
る金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、より
コアロスが低い磁心を構成することが可能になり、発熱
量が少ない増幅装置を構成することが可能になる。ま
た、絶縁材によって磁心全体の比抵抗を高くすることが
でき、渦電流損失を低減して磁心のコアロスをさらに低
くすることが可能になるとともに、高周波数帯域での透
磁率の低下を抑制することが可能になり、フィルタの損
失をより小さくし、かつ波形の歪みをより小さくするこ
とが可能になる。
組成の金属ガラス合金を用いているので、高周波におけ
る金属ガラス合金粒子内の渦電流損失が低減され、より
コアロスが低い磁心を構成することが可能になり、発熱
量が少ない増幅装置を構成することが可能になる。ま
た、絶縁材によって磁心全体の比抵抗を高くすることが
でき、渦電流損失を低減して磁心のコアロスをさらに低
くすることが可能になるとともに、高周波数帯域での透
磁率の低下を抑制することが可能になり、フィルタの損
失をより小さくし、かつ波形の歪みをより小さくするこ
とが可能になる。
【００２５】また、２００Ａ／ｍの磁界における振幅透
磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における
前記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であり、
かつ前記磁心の１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上
２００以下であることを特徴とする。振幅透磁率の変化
率が上記の範囲であれば、フィルタの出力波形が歪むこ
とがなく、出力波形の歪みが小さな増幅装置を構成する
ことができる。また、磁心の透磁率が上記の範囲であれ
ば、コイルの巻回数を少なくしてインダクタの大きさを
小さくすることができ、増幅装置を小型化することが可
能になる。
磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における
前記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であり、
かつ前記磁心の１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上
２００以下であることを特徴とする。振幅透磁率の変化
率が上記の範囲であれば、フィルタの出力波形が歪むこ
とがなく、出力波形の歪みが小さな増幅装置を構成する
ことができる。また、磁心の透磁率が上記の範囲であれ
ば、コイルの巻回数を少なくしてインダクタの大きさを
小さくすることができ、増幅装置を小型化することが可
能になる。
【００２６】また、前記フィルタは、ローパスフィルタ
であることが好ましい。即ち前記コンデンサと前記イン
ダクタとがＬ形に接続されてなるものが好ましい。ま
た、前記増幅器は、パルス幅変調増幅器であることが好
ましい。
であることが好ましい。即ち前記コンデンサと前記イン
ダクタとがＬ形に接続されてなるものが好ましい。ま
た、前記増幅器は、パルス幅変調増幅器であることが好
ましい。
【００２７】また本発明の増幅装置は、先に記載の増幅
装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、残
部がＦｅであって、不可避的不純物を含む金属ガラス合
金である。また、別の例として、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％、Ｆｅ：残部か
らなり、不可避的不純物を含む金属ガラス合金を用いて
も良い。
装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、残
部がＦｅであって、不可避的不純物を含む金属ガラス合
金である。また、別の例として、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％、Ｆｅ：残部か
らなり、不可避的不純物を含む金属ガラス合金を用いて
も良い。
【００２８】また本発明の増幅装置は、先に記載の増幅
装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素が
０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素０〜８原子％であり、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのう
ちの一種以上の元素が０〜８原子％であり、残部がＦｅ
であって、不可避的不純物を含んでも良い金属ガラス合
金である。また、別の例として、Ａｌが１〜１０原子％
であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１５原子
％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２〜１０
原子％であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの
一種以上の元素が０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗのうちの一種以上の元素０〜８原子％であり、Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素が０〜８原子％
であり、残部がＦｅであり、不可避的不純物を含んでも
良い金属ガラス合金を用いても良い。
装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする。即ち、Ａｌが１〜１０
原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１
５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２
〜１０原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素が
０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素０〜８原子％であり、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのう
ちの一種以上の元素が０〜８原子％であり、残部がＦｅ
であって、不可避的不純物を含んでも良い金属ガラス合
金である。また、別の例として、Ａｌが１〜１０原子％
であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１５原子
％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２〜１０
原子％であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの
一種以上の元素が０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗのうちの一種以上の元素０〜８原子％であり、Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素が０〜８原子％
であり、残部がＦｅであり、不可避的不純物を含んでも
良い金属ガラス合金を用いても良い。
【００２９】上記Ｐの添加量は、５〜１２原子％の範囲
がより好ましく、７〜１２原子％の範囲が特に好まし
い。またＣの添加量は、２〜７原子％の範囲がより好ま
しく、５〜７原子％の範囲が特に好ましい。そしてＳｉ
の添加量は、０．５〜１５原子％の範囲がより好まし
く、０．５〜４原子％の範囲が特に好ましい。
がより好ましく、７〜１２原子％の範囲が特に好まし
い。またＣの添加量は、２〜７原子％の範囲がより好ま
しく、５〜７原子％の範囲が特に好ましい。そしてＳｉ
の添加量は、０．５〜１５原子％の範囲がより好まし
く、０．５〜４原子％の範囲が特に好ましい。
【００３０】また、本発明の増幅装置は、先に記載の増
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1（Ｐ1-b1Ｓｉ
b1）v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1（Ｐ1-b1Ｓｉ
b1）v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
【００３１】また、本発明のフィルタは、先に記載のフ
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
ィルタであって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
【００３２】また、金属ガラス合金の組成は、上記の組
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1 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ａ１、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０
≦ａ１≦０．１５、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦２２原子
％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦ｗ１≦２
０原子％である。
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1 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ａ１、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０
≦ａ１≦０．１５、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦２２原子
％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦ｗ１≦２
０原子％である。
【００３３】また、金属ガラス合金の組成は、上記の組
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1Ｌ
d1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ１、ｄ1、ｅ1、ｆ
1、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０≦ａ１≦０．１５、
０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ1≦８原子％、
０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦
２２原子％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦
ｗ１≦２０原子％である。
成式においてＳｉ量を０とした下記の組成式で表される
ものであっても良い。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1Ｌ
d1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ１、ｄ1、ｅ1、ｆ
1、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０≦ａ１≦０．１５、
０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ1≦８原子％、
０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦
２２原子％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦
ｗ１≦２０原子％である。
【００３４】また、本発明の増幅装置は、先に記載の増
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2（Ｐ1-b2Ｓｉ
b2）v2Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2（Ｐ1-b2Ｓｉ
b2）v2Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。
【００３５】また、本発明の増幅装置は、先に記載の増
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。
【００３６】また、本発明の増幅装置は、先に記載の増
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 但し、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。
幅装置であって、前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 但し、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。
【００３７】上記の組成の金属ガラス合金からなる磁心
は、いずれもコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界変化
に対してほぼ一定であるので、増幅装置の損失を小さく
して波形の歪みを小さくすることが可能になる。
は、いずれもコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界変化
に対してほぼ一定であるので、増幅装置の損失を小さく
して波形の歪みを小さくすることが可能になる。
【００３８】
【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。本発明に係るフィルタは、コンデ
ンサと、磁心に巻回されたコイルからなるインダクタを
具備してなるものであり、前記磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔ
g（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以上であって非晶質相を主相とする組織からな
る金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形
されてなる圧粉磁心である。
を参照して説明する。本発明に係るフィルタは、コンデ
ンサと、磁心に巻回されたコイルからなるインダクタを
具備してなるものであり、前記磁心は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔ
g（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以上であって非晶質相を主相とする組織からな
る金属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形
されてなる圧粉磁心である。
【００３９】このフィルタは例えば、増幅器の出力側に
取り付けられて、該増幅器からの出力電流を平滑化する
ために好適に用いられるものである。たとえば、上記の
フィルタを備えた増幅装置の一例として、パルス電流を
出力する増幅器と、該増幅器の出力側に接続されて前記
パルス電流を平滑化する前記のフィルタとからなる増幅
装置を挙げることができる。
取り付けられて、該増幅器からの出力電流を平滑化する
ために好適に用いられるものである。たとえば、上記の
フィルタを備えた増幅装置の一例として、パルス電流を
出力する増幅器と、該増幅器の出力側に接続されて前記
パルス電流を平滑化する前記のフィルタとからなる増幅
装置を挙げることができる。
【００４０】図１に、本発明に係るフィルタに用いられ
るインダクタを示し、図２には、本発明に係るフィルタ
を備えた増幅装置の回路図を示す。図１に示すように、
本発明に係るインダクタ１は、磁心２と、この磁心２に
巻回されたコイル３からなる。また図２に示すように、
本発明に係る増幅装置４は、パルス電流を出力する増幅
器５と、該増幅器５の出力部５ｂに接続されて増幅器５
からのパルス電流を平滑化する本発明に係るフィルタ６
とからなる。このフィルタ６は、コンデンサ７と、図１
に示すインダクタ１とからなる。
るインダクタを示し、図２には、本発明に係るフィルタ
を備えた増幅装置の回路図を示す。図１に示すように、
本発明に係るインダクタ１は、磁心２と、この磁心２に
巻回されたコイル３からなる。また図２に示すように、
本発明に係る増幅装置４は、パルス電流を出力する増幅
器５と、該増幅器５の出力部５ｂに接続されて増幅器５
からのパルス電流を平滑化する本発明に係るフィルタ６
とからなる。このフィルタ６は、コンデンサ７と、図１
に示すインダクタ１とからなる。
【００４１】フィルタ６は、いわゆるローパスフィルタ
と呼ばれるもので、コンデンサ７とインダクタ１とがＬ
形に接続されて構成されている。また増幅器５は、いわ
ゆるパルス幅変調増幅器であることが好ましい。
と呼ばれるもので、コンデンサ７とインダクタ１とがＬ
形に接続されて構成されている。また増幅器５は、いわ
ゆるパルス幅変調増幅器であることが好ましい。
【００４２】この増幅装置４の動作は次の通りである。
まず、増幅器５の入力部５ａに図３に示す電圧Ｖ1の交
流電流を入力する。増幅器５は、入力された交流電流の
電圧の高い部分を幅広のパルス波に、交流電流の電圧の
低い部分を幅狭のパルス波にそれぞれ変換するととも
に、増幅作用により電圧を増圧して、図４に示すパルス
電流を出力部５ｂから出力する。フィルタ６は、このパ
ルス電流を平滑化し、平滑化後の電流をフィルタ６の出
力部６ａから出力する。出力された電流は、図５に示す
ように電圧がＶ2（Ｖ2＞Ｖ1）に増幅された交流電流で
ある。
まず、増幅器５の入力部５ａに図３に示す電圧Ｖ1の交
流電流を入力する。増幅器５は、入力された交流電流の
電圧の高い部分を幅広のパルス波に、交流電流の電圧の
低い部分を幅狭のパルス波にそれぞれ変換するととも
に、増幅作用により電圧を増圧して、図４に示すパルス
電流を出力部５ｂから出力する。フィルタ６は、このパ
ルス電流を平滑化し、平滑化後の電流をフィルタ６の出
力部６ａから出力する。出力された電流は、図５に示す
ように電圧がＶ2（Ｖ2＞Ｖ1）に増幅された交流電流で
ある。
【００４３】このように本発明に係るフィルタ６にはパ
ルス電流が入力される。このパルス電流はパルス幅及び
電圧が周期的に変動するものであるため、インダクタ１
には高周波電流が印加されることになる。従って、低損
失で波形歪みの小さな増幅装置を得るには、インダクタ
１の損失を小さくして波形歪みを小さくすることが必要
であり、そのためには、インダクタ１を構成する磁心２
のコアロスが小さいことと、磁心２の振幅透磁率が磁界
変化に対してほぼ一定であることが求められる。
ルス電流が入力される。このパルス電流はパルス幅及び
電圧が周期的に変動するものであるため、インダクタ１
には高周波電流が印加されることになる。従って、低損
失で波形歪みの小さな増幅装置を得るには、インダクタ
１の損失を小さくして波形歪みを小さくすることが必要
であり、そのためには、インダクタ１を構成する磁心２
のコアロスが小さいことと、磁心２の振幅透磁率が磁界
変化に対してほぼ一定であることが求められる。
【００４４】本発明のフィルタを構成する磁心２は、低
コアロスで高周波帯域における透磁率の低下が小さく、
振幅透磁率が磁界変化に対してほぼ一定のもので、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以上であって非晶質相を主相とする
組織からなり、比抵抗が１．５μΩ・ｃｍ以上である金
属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形され
てなる圧粉磁心である。
コアロスで高周波帯域における透磁率の低下が小さく、
振幅透磁率が磁界変化に対してほぼ一定のもので、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以上であって非晶質相を主相とする
組織からなり、比抵抗が１．５μΩ・ｃｍ以上である金
属ガラス合金の粉末と、絶縁材とが混合され、成形され
てなる圧粉磁心である。
【００４５】この磁心２は図１に示したように円環状の
磁心２を例示できるが、形状はこれに限られず、長円環
状や楕円環状であっても良い。また平面視略Ｅ字状、平
面視略コ字状、平面視略Ｉ字状等であっても良い。
磁心２を例示できるが、形状はこれに限られず、長円環
状や楕円環状であっても良い。また平面視略Ｅ字状、平
面視略コ字状、平面視略Ｉ字状等であっても良い。
【００４６】本発明に係る磁心２は、金属ガラス合金の
粉末が絶縁材によって結着されてなるもので、組織中に
金属ガラス合金の粉末が存在したいわゆる圧粉磁心であ
り、金属ガラス合金の粉末が溶解して均一な組織を構成
したものではない。また、金属ガラス合金の粉末は、粉
末を構成する個々の粒子が絶縁材によって絶縁されてい
ることが好ましい。このように、磁心２には金属ガラス
合金の粉末と絶縁材とが混合されて存在するので、絶縁
材によって磁心２自体の比抵抗が大きくなり、渦電流損
失が低減されてコアロスが低くなり、また高周波領域に
おける透磁率の低下が小さくなり、更には振幅透磁率が
磁界変化に対してほぼ一定になる。
粉末が絶縁材によって結着されてなるもので、組織中に
金属ガラス合金の粉末が存在したいわゆる圧粉磁心であ
り、金属ガラス合金の粉末が溶解して均一な組織を構成
したものではない。また、金属ガラス合金の粉末は、粉
末を構成する個々の粒子が絶縁材によって絶縁されてい
ることが好ましい。このように、磁心２には金属ガラス
合金の粉末と絶縁材とが混合されて存在するので、絶縁
材によって磁心２自体の比抵抗が大きくなり、渦電流損
失が低減されてコアロスが低くなり、また高周波領域に
おける透磁率の低下が小さくなり、更には振幅透磁率が
磁界変化に対してほぼ一定になる。
【００４７】また、金属ガラス合金の過冷却液体の温度
間隔ΔＴxが２０Ｋ未満であると、金属ガラス合金の粉
末と絶縁材とを混合して圧縮成形した後に行う熱処理時
に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが
困難になる。ΔＴxが２０Ｋ以上であると、熱処理温度
を下げても十分に内部応力を緩和でき、また絶縁材の分
解を防止し、絶縁材の分解による損失の増大を抑えるこ
とができる。
間隔ΔＴxが２０Ｋ未満であると、金属ガラス合金の粉
末と絶縁材とを混合して圧縮成形した後に行う熱処理時
に、結晶化させずに十分に内部応力を緩和させることが
困難になる。ΔＴxが２０Ｋ以上であると、熱処理温度
を下げても十分に内部応力を緩和でき、また絶縁材の分
解を防止し、絶縁材の分解による損失の増大を抑えるこ
とができる。
【００４８】また、磁心２を構成する金属ガラス合金
は、合金組成によっては６０Ｋ以上の大きなΔＴxが得
られるので、熱処理によって内部応力の緩和を十分に行
うことができ、磁心２の軟磁気特性をより向上できると
ともに、熱処理温度をより低下させ、絶縁材の分解によ
る損失の増大を効果的に抑えることができる。また、本
発明に係る磁心２は、熱処理による内部応力の緩和によ
ってコアロスをより小さくすることができ、発熱量を低
減できる。また、本発明の磁心２は、動作周波数変化に
対する透磁率の変動が小さく、高い周波数帯域でも高い
透磁率が得られるので、フィルタ６の周波数特性を向上
させることができる。
は、合金組成によっては６０Ｋ以上の大きなΔＴxが得
られるので、熱処理によって内部応力の緩和を十分に行
うことができ、磁心２の軟磁気特性をより向上できると
ともに、熱処理温度をより低下させ、絶縁材の分解によ
る損失の増大を効果的に抑えることができる。また、本
発明に係る磁心２は、熱処理による内部応力の緩和によ
ってコアロスをより小さくすることができ、発熱量を低
減できる。また、本発明の磁心２は、動作周波数変化に
対する透磁率の変動が小さく、高い周波数帯域でも高い
透磁率が得られるので、フィルタ６の周波数特性を向上
させることができる。
【００４９】また、この磁心２は、２００Ａ／ｍの磁界
における振幅透磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍ
の磁界における振幅透磁率の変化率が±１０％以内であ
り、１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上２００以下
であることが好ましい。磁心２の振幅透磁率の変化率が
上記の範囲であれば、フィルタ６の出力波形が歪むこと
がなく、出力波形の歪みが小さなフィルタ６を構成する
ことができる。また、磁心２の透磁率が上記の範囲であ
れば、コイル３の巻回数を少なくしてインダクタ１の大
きさを小さくすることができ、フィルタ６及び増幅装置
４を小型化することが可能になる。例えば本発明のフィ
ルタ６では、コイル３の巻数を３０ターン程度にしても
充分な特性が得られる。
における振幅透磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍ
の磁界における振幅透磁率の変化率が±１０％以内であ
り、１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上２００以下
であることが好ましい。磁心２の振幅透磁率の変化率が
上記の範囲であれば、フィルタ６の出力波形が歪むこと
がなく、出力波形の歪みが小さなフィルタ６を構成する
ことができる。また、磁心２の透磁率が上記の範囲であ
れば、コイル３の巻回数を少なくしてインダクタ１の大
きさを小さくすることができ、フィルタ６及び増幅装置
４を小型化することが可能になる。例えば本発明のフィ
ルタ６では、コイル３の巻数を３０ターン程度にしても
充分な特性が得られる。
【００５０】また、磁心２を構成する絶縁材は、磁心２
の比抵抗を高めるとともに、金属ガラス合金の粉末を結
着して磁心２の形状を保持するもので、磁気特性に大き
な損失とならない材料からなることが好ましく、例え
ば、エポキシ樹脂、シリーコン樹脂、シリコーンエラス
トマー、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、Ｐ
ＶＡ（ポリビニルアルコール）等の液状または粉末状の
有機物や、水ガラス（Ｎａ2Ｏ-ＳｉＯ2）、酸化物ガラ
ス粉末（Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2、ＰｂＯ-Ｂ2Ｏ3-Ｓｉ
Ｏ2、ＰｂＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3-Ｚｎ
Ｏ、ＣａＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3-Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ
2、Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2）、ゾルゲル法により生成するガラ
ス状物質（ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＴｉＯ2等を
主成分とするもの）等を挙げることができる。また、絶
縁とともに潤滑材の役割を果たすステアリン酸塩（ステ
アリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸
バリウム、ステアリン酸マグネシウム、ステアリン酸ア
ルミニウム等）を同時に用いることもできる。
の比抵抗を高めるとともに、金属ガラス合金の粉末を結
着して磁心２の形状を保持するもので、磁気特性に大き
な損失とならない材料からなることが好ましく、例え
ば、エポキシ樹脂、シリーコン樹脂、シリコーンエラス
トマー、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、Ｐ
ＶＡ（ポリビニルアルコール）等の液状または粉末状の
有機物や、水ガラス（Ｎａ2Ｏ-ＳｉＯ2）、酸化物ガラ
ス粉末（Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2、ＰｂＯ-Ｂ2Ｏ3-Ｓｉ
Ｏ2、ＰｂＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ-Ｂ2Ｏ3-Ｚｎ
Ｏ、ＣａＯ-ＢａＯ-ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3-Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ
2、Ｂ2Ｏ3-ＳｉＯ2）、ゾルゲル法により生成するガラ
ス状物質（ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＴｉＯ2等を
主成分とするもの）等を挙げることができる。また、絶
縁とともに潤滑材の役割を果たすステアリン酸塩（ステ
アリン酸亜鉛、ステアリン酸カルシウム、ステアリン酸
バリウム、ステアリン酸マグネシウム、ステアリン酸ア
ルミニウム等）を同時に用いることもできる。
【００５１】金属ガラス合金の粉末は、比抵抗が１．５
μΩ・ｍ以上であって、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
２０Ｋ以上である非晶質相を主相とするもので、金属ガ
ラス合金の薄帯が粉砕されて得られたもの、金属ガラス
合金の溶湯を回転する冷却ロールに霧状に吹き付けて冷
却して得られたもの、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガス
とともに霧状に吹き出して冷却して得られたもの、ある
いは金属ガラス合金の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷
却して得られたものなどであり、コアロスが低く、軟磁
気特性に優れたものである。
μΩ・ｍ以上であって、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが
２０Ｋ以上である非晶質相を主相とするもので、金属ガ
ラス合金の薄帯が粉砕されて得られたもの、金属ガラス
合金の溶湯を回転する冷却ロールに霧状に吹き付けて冷
却して得られたもの、金属ガラス合金の溶湯を高圧ガス
とともに霧状に吹き出して冷却して得られたもの、ある
いは金属ガラス合金の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷
却して得られたものなどであり、コアロスが低く、軟磁
気特性に優れたものである。
【００５２】また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、場合によ
っては６０Ｋ以上という顕著な過冷却液体の温度間隔を
有し、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上であり、室温で優れ
た軟磁気特性を有しており、これまでの知見に見られな
い全く新規なものである。
はΔＴxが４０Ｋ以上、さらには５０Ｋ以上、場合によ
っては６０Ｋ以上という顕著な過冷却液体の温度間隔を
有し、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上であり、室温で優れ
た軟磁気特性を有しており、これまでの知見に見られな
い全く新規なものである。
【００５３】過冷却液体の温度間隔ΔＴxは、溶湯が液
体構造を維持したまま原子振動のみが生じている状態で
あり、この過冷却液体の温度間隔ΔＴxの存在が、金属
ガラス合金において原子の移動の起こり難い、即ち結晶
化しにくい性質を表している。過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxの大きな金属ガラス合金は溶湯を冷却する際に、原
子の移動が起こり難いので、溶融状態の溶湯が固化され
る際に経る過冷却液体状態が非常に広くなる。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、比較的冷却速度が高い単ロー
ル法などの液体急冷法等により得られる金属ガラス合金
の薄帯のほか、鋳造法等によって得られる金属ガラス合
金のバルク体等を粉砕することによっても、非晶質相を
主相とする金属ガラス合金の粉末が得られる。
体構造を維持したまま原子振動のみが生じている状態で
あり、この過冷却液体の温度間隔ΔＴxの存在が、金属
ガラス合金において原子の移動の起こり難い、即ち結晶
化しにくい性質を表している。過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxの大きな金属ガラス合金は溶湯を冷却する際に、原
子の移動が起こり難いので、溶融状態の溶湯が固化され
る際に経る過冷却液体状態が非常に広くなる。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、比較的冷却速度が高い単ロー
ル法などの液体急冷法等により得られる金属ガラス合金
の薄帯のほか、鋳造法等によって得られる金属ガラス合
金のバルク体等を粉砕することによっても、非晶質相を
主相とする金属ガラス合金の粉末が得られる。
【００５４】「金属ガラス合金の組成の一例」磁心２に
好適に用いられる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、Ｓ
ｉ、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。
好適に用いられる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、Ｓ
ｉ、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。
【００５５】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。ま
た、別の具体例として、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％、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を挙げ
ることができる。
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。ま
た、別の具体例として、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％、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を挙げ
ることができる。
【００５６】更に別の例として、Ａｌが１〜１０原子％
であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１５原子
％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２〜１０
原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素が０〜４
原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上の
元素０〜８原子％であり、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一
種以上の元素が０〜８原子％であり、残部がＦｅであっ
て、不可避的不純物を含んでも良い金属ガラス合金を挙
げることもできる。また、別の例として、Ａｌが１〜１
０原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが
１５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが
２〜１０原子％であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ
のうちの一種以上の元素が０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上の元素０〜８原子％であ
り、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素が０〜８
原子％であり、残部がＦｅであり、不可避的不純物を含
んでも良い金属ガラス合金を挙げることもできる。
であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが１５原子
％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが２〜１０
原子％であり、Ｓｉが１５原子％以下であり、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素が０〜４
原子％であり、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上の
元素０〜８原子％であり、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一
種以上の元素が０〜８原子％であり、残部がＦｅであっ
て、不可避的不純物を含んでも良い金属ガラス合金を挙
げることもできる。また、別の例として、Ａｌが１〜１
０原子％であり、Ｇａが０．５〜４原子％であり、Ｐが
１５原子％以下であり、Ｃが７原子％以下であり、Ｂが
２〜１０原子％であり、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ
のうちの一種以上の元素が０〜４原子％であり、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上の元素０〜８原子％であ
り、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素が０〜８
原子％であり、残部がＦｅであり、不可避的不純物を含
んでも良い金属ガラス合金を挙げることもできる。
【００５７】ＳｉとＰの比率は原子比で、０＜Ｓｉ／
（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たしており、好ましくは０．
１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．３５であり、より好まし
くは０．１１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８である。
また、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。
（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たしており、好ましくは０．
１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．３５であり、より好まし
くは０．１１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８である。
また、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。
【００５８】ＦｅＡｌＧａＰＣＢ系の金属ガラスにＳｉ
を１５原子％以下添加することにより、過冷却液体の温
度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質相を主相とする金属ガ
ラス合金が得られる。ＳｉのＰに対する添加比率が原子
比で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、非晶質相を容易に形成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する金属ガラス合金を
得ることができる。
を１５原子％以下添加することにより、過冷却液体の温
度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質相を主相とする金属ガ
ラス合金が得られる。ＳｉのＰに対する添加比率が原子
比で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、非晶質相を容易に形成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する金属ガラス合金を
得ることができる。
【００５９】Ｓｉの添加量が多すぎると過冷却液体領域
ΔＴxが消滅するので、１５原子％以下が好ましい。ま
た、より大きな過冷却液体の温度間隔ΔＴxを得るに
は、Ｓｉの添加量が原子％で０．５％〜１５％の範囲で
あることが好ましく、０．５〜４％の範囲であることが
より好ましい。なおＳｉの添加量を０原子％としてもよ
い。上記Ｐの添加量は、１５原子％以下であることが好
ましいが、５〜１２原子％の範囲であることがより好ま
しく、７〜１２原子％の範囲であることが最も好まし
い。特にＳｉのＰに対する添加比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ
＋Ｐ）≦０．４を満たす場合は、Ｓｉの添加量が原子％
で１．５〜３．５％の範囲、Ｐの添加量が原子％で７〜
９％の範囲であることが好ましい。
ΔＴxが消滅するので、１５原子％以下が好ましい。ま
た、より大きな過冷却液体の温度間隔ΔＴxを得るに
は、Ｓｉの添加量が原子％で０．５％〜１５％の範囲で
あることが好ましく、０．５〜４％の範囲であることが
より好ましい。なおＳｉの添加量を０原子％としてもよ
い。上記Ｐの添加量は、１５原子％以下であることが好
ましいが、５〜１２原子％の範囲であることがより好ま
しく、７〜１２原子％の範囲であることが最も好まし
い。特にＳｉのＰに対する添加比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ
＋Ｐ）≦０．４を満たす場合は、Ｓｉの添加量が原子％
で１．５〜３．５％の範囲、Ｐの添加量が原子％で７〜
９％の範囲であることが好ましい。
【００６０】またＣの添加量は７原子％以下であること
が好ましく、２〜７原子％の範囲であることがより好ま
しく、５〜７原子％の範囲であることが最も好ましい。
が好ましく、２〜７原子％の範囲であることがより好ま
しく、５〜７原子％の範囲であることが最も好ましい。
【００６１】Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一
種以上の元素は、Ｃ、Ｐと化合物を形成して金属ガラス
合金の融点を向上させる。これらの元素の添加量は０原
子％以上４原子％以下の範囲が好ましく、０原子％以上
３原子％以下の範囲がより好ましく、０原子％以上２原
子％以下の範囲が更に好ましい。添加量が４原子％を越
えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気特性が低下す
るとともに、金属ガラス合金が脆くなるので好ましくな
い。
種以上の元素は、Ｃ、Ｐと化合物を形成して金属ガラス
合金の融点を向上させる。これらの元素の添加量は０原
子％以上４原子％以下の範囲が好ましく、０原子％以上
３原子％以下の範囲がより好ましく、０原子％以上２原
子％以下の範囲が更に好ましい。添加量が４原子％を越
えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気特性が低下す
るとともに、金属ガラス合金が脆くなるので好ましくな
い。
【００６２】Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上の元
素は、特に金属ガラス合金の耐腐食性を向上させる。こ
れらの元素の中でも特にＣｒが好ましい。Ｃｒを組成比
で８原子％程度添加すると、ハステロイ並の耐腐食性が
得られる。これらの元素の添加量は０原子％以上８原子
％以下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の
範囲がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲
が更に好ましい。添加量が８原子％を越えると、Ｆｅ量
が相対的に低下して軟磁気特性が低下するので好ましく
ない。またＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素
は、極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素に
対して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で存
在することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上させ
る。こっらの元素の添加量は０原子％以上８原子％以下
の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の範囲が
より好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲が更に
好ましい。添加量が８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対
的に低下して飽和磁束密度が低下するので好ましくな
い。
素は、特に金属ガラス合金の耐腐食性を向上させる。こ
れらの元素の中でも特にＣｒが好ましい。Ｃｒを組成比
で８原子％程度添加すると、ハステロイ並の耐腐食性が
得られる。これらの元素の添加量は０原子％以上８原子
％以下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の
範囲がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲
が更に好ましい。添加量が８原子％を越えると、Ｆｅ量
が相対的に低下して軟磁気特性が低下するので好ましく
ない。またＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素
は、極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素に
対して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で存
在することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上させ
る。こっらの元素の添加量は０原子％以上８原子％以下
の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の範囲が
より好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲が更に
好ましい。添加量が８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対
的に低下して飽和磁束密度が低下するので好ましくな
い。
【００６３】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、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、２０Ｋ以
上、組成によっては５０Ｋ以上が得られる。
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、２０Ｋ以
上、組成によっては５０Ｋ以上が得られる。
【００６４】「金属ガラス合金の組成の他の例」次に、
磁心２に用いられる金属ガラス合金の他の例として、上
記のＦｅＡｌＧａＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金か
らＡｌを除いたものであって、Ｆｅを主成分とし、Ｇａ
と、Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１種以上の元素Ｑとを含
有したものを挙げることができる。なお元素ＱにはＳｉ
を加えなくても良い。
磁心２に用いられる金属ガラス合金の他の例として、上
記のＦｅＡｌＧａＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金か
らＡｌを除いたものであって、Ｆｅを主成分とし、Ｇａ
と、Ｐ、Ｂ、Ｃ、Ｓｉのうちの１種以上の元素Ｑとを含
有したものを挙げることができる。なお元素ＱにはＳｉ
を加えなくても良い。
【００６５】この金属ガラス合金は、例えば次の組成式
で表すことができる。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1（Ｐ1-b1Ｓｉ
b1）v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
で表すことができる。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1（Ｐ1-b1Ｓｉ
b1）v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
【００６６】また、上記組成比を示すａ1、ｂ1、ｘ1、
ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０．１≦ｂ1≦
０．３５、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、７原子％
≦ｖ1≦２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．５原子％、２
原子％≦ｗ1≦１４原子％であることがより好ましく、
０≦ａ1≦０．１、０．１≦ｂ1≦０．２８、０．５原子
％≦ｘ1≦１５原子％、１０原子％≦ｖ1≦１５．５原子
％、０．５原子％≦ｚ1≦６原子％、４原子％≦ｗ1≦１
１原子％であることが更に好ましい。
ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０．１≦ｂ1≦
０．３５、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、７原子％
≦ｖ1≦２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．５原子％、２
原子％≦ｗ1≦１４原子％であることがより好ましく、
０≦ａ1≦０．１、０．１≦ｂ1≦０．２８、０．５原子
％≦ｘ1≦１５原子％、１０原子％≦ｖ1≦１５．５原子
％、０．５原子％≦ｚ1≦６原子％、４原子％≦ｗ1≦１
１原子％であることが更に好ましい。
【００６７】また、この金属ガラス合金は例えば次の組
成式で表すことができる。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
成式で表すことができる。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。
【００６８】また、上記組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、
ｅ1、ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１
５、０．１≦ｂ1≦０．３５、０原子％≦ｄ1≦３原子
％、０原子％≦ｅ1≦６原子％、０原子％≦ｆ1≦６原子
％、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、７原子％≦ｖ1≦
２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．５原子％、２原子％
≦ｗ1≦１４原子％であることがより好ましく、０≦ａ1
≦０．１、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｄ1≦２
原子％、０原子％≦ｅ1≦４原子％、０原子％≦ｆ1≦４
原子％、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、１０原子％
≦ｖ1≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ1≦６原子
％、４原子％≦ｗ1≦１１原子％であることが更に好ま
しい。
ｅ1、ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１
５、０．１≦ｂ1≦０．３５、０原子％≦ｄ1≦３原子
％、０原子％≦ｅ1≦６原子％、０原子％≦ｆ1≦６原子
％、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、７原子％≦ｖ1≦
２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．５原子％、２原子％
≦ｗ1≦１４原子％であることがより好ましく、０≦ａ1
≦０．１、０．１≦ｂ1≦０．２８、０原子％≦ｄ1≦２
原子％、０原子％≦ｅ1≦４原子％、０原子％≦ｆ1≦４
原子％、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、１０原子％
≦ｖ1≦１５．５原子％、０．５原子％≦ｚ1≦６原子
％、４原子％≦ｗ1≦１１原子％であることが更に好ま
しい。
【００６９】また、本発明の金属ガラス合金は、以下の
組成式で表すこともできる。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1
≦０．１５、ｘ1≦２０原子％、ｖ1≦２２原子％、０原
子％≦ｚ1≦１０原子％、１原子％≦ｗ1≦２０原子％で
ある。
組成式で表すこともできる。 （Ｆｅ1-a1Ｔa1）100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1
≦０．１５、ｘ1≦２０原子％、ｖ1≦２２原子％、０原
子％≦ｚ1≦１０原子％、１原子％≦ｗ1≦２０原子％で
ある。
【００７０】組成比を示すａ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1
は、０≦ａ1≦０．１５、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子
％、７原子％≦ｖ1≦２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．
５原子％、２原子％≦ｗ1≦１４原子％であることがよ
り好ましく、０≦ａ1≦０．１、０．５原子％≦ｘ1≦１
５原子％、１０原子％≦ｖ1≦１５．５原子％、０．５
原子％≦ｚ1≦６原子％、４原子％≦ｗ1≦１１原子％で
あることが更に好ましい。
は、０≦ａ1≦０．１５、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子
％、７原子％≦ｖ1≦２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．
５原子％、２原子％≦ｗ1≦１４原子％であることがよ
り好ましく、０≦ａ1≦０．１、０．５原子％≦ｘ1≦１
５原子％、１０原子％≦ｖ1≦１５．５原子％、０．５
原子％≦ｚ1≦６原子％、４原子％≦ｗ1≦１１原子％で
あることが更に好ましい。
【００７１】更にまた、この金属ガラス合金は、以下の
組成式で表すこともできる。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1Ｌ
d1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ１、ｄ1、ｅ1、ｆ
1、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０≦ａ１≦０．１５、
０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ1≦８原子％、
０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦
２２原子％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦
ｗ１≦２０原子％である。
組成式で表すこともできる。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1Ｐv1Ｃz1Ｂw1Ｌ
d1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ１、ｄ1、ｅ1、ｆ
1、ｘ１、ｖ１、ｚ１、ｗ１は、０≦ａ１≦０．１５、
０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ1≦８原子％、
０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ１≦２０原子％、ｖ１≦
２２原子％、０原子％≦ｚ１≦１０原子％、１原子％≦
ｗ１≦２０原子％である。
【００７２】組成比を示すａ1、ｄ1、ｅ1、ｆ1、ｘ1、
ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０原子％≦ｄ1
≦３原子％、０原子％≦ｅ1≦６原子％、０原子％≦ｆ1
≦６原子％、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、７原子
％≦ｖ1≦２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．５原子％、
２原子％≦ｗ1≦１４原子％であることがより好まし
く、０≦ａ1≦０．１、０原子％≦ｄ1≦２原子％、０原
子％≦ｅ1≦４原子％、０原子％≦ｆ1≦４原子％、０．
５原子％≦ｘ1≦１５原子％、１０原子％≦ｖ1≦１５．
５原子％、０．５原子％≦ｚ1≦６原子％、４原子％≦
ｗ1≦１１原子％であることが更に好ましい。
ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０原子％≦ｄ1
≦３原子％、０原子％≦ｅ1≦６原子％、０原子％≦ｆ1
≦６原子％、０．５原子％≦ｘ1≦１５原子％、７原子
％≦ｖ1≦２０原子％、０原子％≦ｚ1≦９．５原子％、
２原子％≦ｗ1≦１４原子％であることがより好まし
く、０≦ａ1≦０．１、０原子％≦ｄ1≦２原子％、０原
子％≦ｅ1≦４原子％、０原子％≦ｆ1≦４原子％、０．
５原子％≦ｘ1≦１５原子％、１０原子％≦ｖ1≦１５．
５原子％、０．５原子％≦ｚ1≦６原子％、４原子％≦
ｗ1≦１１原子％であることが更に好ましい。
【００７３】この金属ガラス合金は、ＦｅとＧａとＰ、
Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを含有したもので、上記のＦｅＡｌＧａ
ＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金から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、非晶質相が形成されやすく、大
きな過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを含有したもので、上記のＦｅＡｌＧａ
ＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金から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、非晶質相が形成されやすく、大
きな過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００７４】Ｇａは、この金属ガラス合金に必須の元素
であり、特にＧａの組成比ｘ1を２０原子％以下とする
ことにより、金属ガラス合金の過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを２０Ｋ以上にすることができる。またＧａは、Ｆ
ｅ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Ｇ
ａは金属ガラス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
ｘ1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ｘ1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。
であり、特にＧａの組成比ｘ1を２０原子％以下とする
ことにより、金属ガラス合金の過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを２０Ｋ以上にすることができる。またＧａは、Ｆ
ｅ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Ｇ
ａは金属ガラス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
ｘ1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ｘ1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。
【００７５】Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ｇａと同
様にこの金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆ
ｅ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。
様にこの金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆ
ｅ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。
【００７６】Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉは非晶質形成能を有する
元素であり、ＦｅとＧａにこれらの元素を添加して多元
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。合金中における
Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの合計の組成比は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。これらの元素の合計の組成比が５
０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。
元素であり、ＦｅとＧａにこれらの元素を添加して多元
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。合金中における
Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの合計の組成比は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。これらの元素の合計の組成比が５
０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。
【００７７】このなかでも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ΔＴx
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。
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ΔＴx
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。
【００７８】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ｖ1を２２原子％以下とするこ
とが好ましく、７原子％以上２０原子％以下とすること
がより好ましく、１０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ｖ1が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを向上させることができる。
ｉの合計量を示す組成比ｖ1を２２原子％以下とするこ
とが好ましく、７原子％以上２０原子％以下とすること
がより好ましく、１０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ｖ1が上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを向上させることができる。
【００７９】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ｂ1は、組成比ｖ1が２２原子％以下
のときに０＜ｂ1≦０．８とすることが好ましく、組成
比ｖ1が７原子％以上２０原子％以下のときに０．１≦
ｂ1≦０．３５とすることが好ましく、組成比ｖ1が１０
原子％以上１５．５原子％以下のときに０．１≦ｂ1≦
０．２８とすることが好ましい。組成比ｂ1が０．８を
越えるとＳｉ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
の金属ガラス合金における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．
９５原子％以上４．３４原子％以下となる。
との比を表す組成比ｂ1は、組成比ｖ1が２２原子％以下
のときに０＜ｂ1≦０．８とすることが好ましく、組成
比ｖ1が７原子％以上２０原子％以下のときに０．１≦
ｂ1≦０．３５とすることが好ましく、組成比ｖ1が１０
原子％以上１５．５原子％以下のときに０．１≦ｂ1≦
０．２８とすることが好ましい。組成比ｂ1が０．８を
越えるとＳｉ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
の金属ガラス合金における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．
９５原子％以上４．３４原子％以下となる。
【００８０】ＰとＳｉの組成比を示すｂ1、ｖ1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
ることができる。
範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ
ることができる。
【００８１】なおＳｉの組成比ｂ1を０としてもよい。
即ち、Ｆｅ及びＧａと、Ｐ、Ｂ、Ｃからなる金属ガラス
合金であってもよい。この場合のＰの組成比ｖ1は、２
２原子％以下とすることが好ましく、７原子％以上２０
原子％以下とすることがより好ましく、１０原子％以上
１５．５原子％以下とすることが最も好ましい。Ｐの組
成比ｖ1が上記の範囲であれば、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。
即ち、Ｆｅ及びＧａと、Ｐ、Ｂ、Ｃからなる金属ガラス
合金であってもよい。この場合のＰの組成比ｖ1は、２
２原子％以下とすることが好ましく、７原子％以上２０
原子％以下とすることがより好ましく、１０原子％以上
１５．５原子％以下とすることが最も好ましい。Ｐの組
成比ｖ1が上記の範囲であれば、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。
【００８２】またＣの組成比ｚ1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９．５
原子％以下であることがより好ましく、０．５原子％以
上６原子％以下であることが最も好ましい。更にＢの組
成比ｗ1は、１原子％以上２０原子％以下であることが
好ましく、２原子％以上１４原子％以下であることがよ
り好ましく、４原子％以上１１原子％以下であることが
最も好ましい。
原子％以下であることが好ましく、０原子％以上９．５
原子％以下であることがより好ましく、０．５原子％以
上６原子％以下であることが最も好ましい。更にＢの組
成比ｗ1は、１原子％以上２０原子％以下であることが
好ましく、２原子％以上１４原子％以下であることがよ
り好ましく、４原子％以上１１原子％以下であることが
最も好ましい。
【００８３】また、上記の金属ガラス合金の組成に元素
Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅを添加することにより、金属ガラ
ス合金の表面に不動態被膜を形成させて、金属ガラス合
金の耐腐食性を向上させても良い。元素ＬはＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であり、
Ｃ、Ｐと化合物を形成して金属ガラス合金の融点を向上
させる。元素Ｌの組成比を示すｄ1は０原子％以上４原
子％以下の範囲が好ましく、０原子％以上３原子％以下
の範囲がより好ましく、０原子％以上２原子％以下の範
囲が更に好ましい。組成比ｄ1が４原子％を越えると、
Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気特性が低下するととも
に、金属ガラス合金が脆くなるので好ましくない。
Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅを添加することにより、金属ガラ
ス合金の表面に不動態被膜を形成させて、金属ガラス合
金の耐腐食性を向上させても良い。元素ＬはＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であり、
Ｃ、Ｐと化合物を形成して金属ガラス合金の融点を向上
させる。元素Ｌの組成比を示すｄ1は０原子％以上４原
子％以下の範囲が好ましく、０原子％以上３原子％以下
の範囲がより好ましく、０原子％以上２原子％以下の範
囲が更に好ましい。組成比ｄ1が４原子％を越えると、
Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気特性が低下するととも
に、金属ガラス合金が脆くなるので好ましくない。
【００８４】元素ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、これらの元素が特に金属ガラス合金
の耐腐食性を向上させる。元素Ｍの中でも特にＣｒが好
ましい。Ｃｒを組成比で８原子％程度添加すると、ハス
テロイ並の耐腐食性が得られる。元素Ｍの組成比を示す
ｅ1は０原子％以上８原子％以下の範囲が好ましく、０
原子％以上６原子％以下の範囲がより好ましく、０原子
％以上４原子％以下の範囲が更に好ましい。組成比ｅ1
が８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁
気特性が低下するので好ましくない。また元素ＥはＰ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素であり、この元
素Ｅは極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素
に対して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で
存在することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上さ
せる。元素Ｅの組成比を示すｆ1は０原子％以上８原子
％以下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の
範囲がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲
が更に好ましい。組成比ｆ1が８原子％を越えると、Ｆ
ｅ量が相対的に低下して飽和磁束密度が低下するので好
ましくない。
以上の元素であり、これらの元素が特に金属ガラス合金
の耐腐食性を向上させる。元素Ｍの中でも特にＣｒが好
ましい。Ｃｒを組成比で８原子％程度添加すると、ハス
テロイ並の耐腐食性が得られる。元素Ｍの組成比を示す
ｅ1は０原子％以上８原子％以下の範囲が好ましく、０
原子％以上６原子％以下の範囲がより好ましく、０原子
％以上４原子％以下の範囲が更に好ましい。組成比ｅ1
が８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁
気特性が低下するので好ましくない。また元素ＥはＰ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素であり、この元
素Ｅは極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素
に対して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で
存在することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上さ
せる。元素Ｅの組成比を示すｆ1は０原子％以上８原子
％以下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の
範囲がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲
が更に好ましい。組成比ｆ1が８原子％を越えると、Ｆ
ｅ量が相対的に低下して飽和磁束密度が低下するので好
ましくない。
【００８５】また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下
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、この金属ガラス合金においては、３５Ｋ以
上、組成によっては５０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔
ΔＴx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。
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、この金属ガラス合金においては、３５Ｋ以
上、組成によっては５０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔
ΔＴx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。
【００８６】「金属ガラス合金の組成の別の例」次に、
磁心２に用いられる金属ガラス合金の別の例として、上
記のＦｅＡｌＧａＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金か
らＧａを除いたものであって、Ｆｅを主成分とし、Ａｌ
と、前記元素Ｑとを含有したものを挙げることができ
る。なお元素ＱからＳｉを除いても良い。
磁心２に用いられる金属ガラス合金の別の例として、上
記のＦｅＡｌＧａＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金か
らＧａを除いたものであって、Ｆｅを主成分とし、Ａｌ
と、前記元素Ｑとを含有したものを挙げることができ
る。なお元素ＱからＳｉを除いても良い。
【００８７】この金属ガラス合金は、例えば次の組成式
で表すことができる。 （Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2（Ｐ1-b2Ｓｉ
b2）v2Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。
金属ガラス合金が上記の組成である場合には、２０Ｋ以
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
で表すことができる。 （Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2（Ｐ1-b2Ｓｉ
b2）v2Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。
金属ガラス合金が上記の組成である場合には、２０Ｋ以
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００８８】また組成比を示すａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ
2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．１≦ｂ2≦０．３
５、０原子％＜ｘ2≦１５原子％、８原子％≦ｖ2≦１８
原子％、０．５原子％≦ｚ2≦７．４原子％、３原子％
≦ｗ2≦１４原子％であることがより好ましい。金属ガ
ラス合金が上記の組成である場合には、４０Ｋ以上の過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．１≦ｂ2≦０．３
５、０原子％＜ｘ2≦１５原子％、８原子％≦ｖ2≦１８
原子％、０．５原子％≦ｚ2≦７．４原子％、３原子％
≦ｗ2≦１４原子％であることがより好ましい。金属ガ
ラス合金が上記の組成である場合には、４０Ｋ以上の過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００８９】また、組成比を示すａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、
ｚ2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．１≦ｂ2≦０．２
８、０原子％＜ｘ2≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ2
≦１４原子％、１．８原子％≦ｚ2≦４．６原子％、
５．３原子％≦ｗ2≦８．６原子％であることが最も好
ましい。金属ガラス合金が上記の組成である場合には、
６０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
ｚ2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．１≦ｂ2≦０．２
８、０原子％＜ｘ2≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ2
≦１４原子％、１．８原子％≦ｚ2≦４．６原子％、
５．３原子％≦ｗ2≦８．６原子％であることが最も好
ましい。金属ガラス合金が上記の組成である場合には、
６０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００９０】またこの金属ガラス合金は、例えば次の組
成式で表すこともできる。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。金属ガラス合金が上記の組成である場合には、２０
Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
成式で表すこともできる。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。金属ガラス合金が上記の組成である場合には、２０
Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００９１】また組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、ｆ
2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．１
≦ｂ2≦０．３５、０原子％≦ｄ2≦３原子％、０原子％
≦ｅ2≦６原子％、０原子％≦ｆ2≦６原子％、０原子％
＜ｘ2≦１５原子％、８原子％≦ｖ2≦１８原子％、０．
５原子％≦ｚ2≦７．４原子％、３原子％≦ｗ2≦１４原
子％であることがより好ましい。金属ガラス合金が上記
の組成である場合には、４０Ｋ以上の過冷却液体の温度
間隔ΔＴxを示す。
2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．１
≦ｂ2≦０．３５、０原子％≦ｄ2≦３原子％、０原子％
≦ｅ2≦６原子％、０原子％≦ｆ2≦６原子％、０原子％
＜ｘ2≦１５原子％、８原子％≦ｖ2≦１８原子％、０．
５原子％≦ｚ2≦７．４原子％、３原子％≦ｗ2≦１４原
子％であることがより好ましい。金属ガラス合金が上記
の組成である場合には、４０Ｋ以上の過冷却液体の温度
間隔ΔＴxを示す。
【００９２】また、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．
１≦ｂ2≦０．２８、０原子％≦ｄ2≦２原子％、０原子
％≦ｅ2≦４原子％、０原子％≦ｆ2≦４原子％、０原子
％＜ｘ2≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ2≦１４原子
％、１．８原子％≦ｚ2≦４．６原子％、５．３原子％
≦ｗ2≦８．６原子％であることが最も好ましい。金属
ガラス合金が上記の組成である場合には、６０Ｋ以上の
過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2が、０≦ａ2≦０．１５、０．
１≦ｂ2≦０．２８、０原子％≦ｄ2≦２原子％、０原子
％≦ｅ2≦４原子％、０原子％≦ｆ2≦４原子％、０原子
％＜ｘ2≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ2≦１４原子
％、１．８原子％≦ｚ2≦４．６原子％、５．３原子％
≦ｗ2≦８．６原子％であることが最も好ましい。金属
ガラス合金が上記の組成である場合には、６０Ｋ以上の
過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００９３】この金属ガラス合金は、ＦｅとＡｌとＰ、
Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを含有したもので、上記のＦｅＡｌＧａ
ＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金からＧａを除去し、
Ｆｅ量を増量させることなくこのＧａの代わりにＡｌを
増量させたものであり、大きな過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを示し、更に極めて高い非晶質形成能を示す。上記
の金属ガラス合金は非晶質形成能が高いことから、組織
全体を完全な非晶質相とすることができ、透磁率及び飽
和磁化が格段に向上し、優れた軟磁気特性を示す。また
組織全体が完全な非晶質相であることから、適度な条件
で熱処理した場合に結晶質相が析出させることなく内部
応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上させることがで
きる。
Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを含有したもので、上記のＦｅＡｌＧａ
ＰＣＢ（Ｓｉ）系の金属ガラス合金からＧａを除去し、
Ｆｅ量を増量させることなくこのＧａの代わりにＡｌを
増量させたものであり、大きな過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを示し、更に極めて高い非晶質形成能を示す。上記
の金属ガラス合金は非晶質形成能が高いことから、組織
全体を完全な非晶質相とすることができ、透磁率及び飽
和磁化が格段に向上し、優れた軟磁気特性を示す。また
組織全体が完全な非晶質相であることから、適度な条件
で熱処理した場合に結晶質相が析出させることなく内部
応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上させることがで
きる。
【００９４】Ａｌは、この金属ガラス合金に必須の元素
であり、特にＡｌの組成比ｘ2を２０原子％以下とする
ことにより、合金の非晶質形成能を格段に向上させて組
織全体を完全な非晶質相とすることができ、また過冷却
液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にすることができ
る。またＡｌ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、非晶質構造が熱的に安定化した状態
となる。更にＡｌは金属ガラス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。Ａｌの組成比ｘ2は、２０原子％以下であることが
好ましく、０原子％を越えて１５原子％以下であること
がさらに好ましく、０原子％を越えて１０原子％以下で
あることが最も好ましい。組成比ｘ2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。
であり、特にＡｌの組成比ｘ2を２０原子％以下とする
ことにより、合金の非晶質形成能を格段に向上させて組
織全体を完全な非晶質相とすることができ、また過冷却
液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にすることができ
る。またＡｌ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、非晶質構造が熱的に安定化した状態
となる。更にＡｌは金属ガラス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。Ａｌの組成比ｘ2は、２０原子％以下であることが
好ましく、０原子％を越えて１５原子％以下であること
がさらに好ましく、０原子％を越えて１０原子％以下で
あることが最も好ましい。組成比ｘ2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。
【００９５】Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ａｌと同
様にこの金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆ
ｅ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。磁性を担う元素であるＦｅの組成
比が向上すると、金属ガラス合金の飽和磁化を向上させ
ることができる。
様にこの金属ガラス合金に必須の元素である。また、Ｆ
ｅ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。磁性を担う元素であるＦｅの組成
比が向上すると、金属ガラス合金の飽和磁化を向上させ
ることができる。
【００９６】Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢは、先に説明したＦｅ
ＧａＰＣＢ（Ｓｉ）からなる金属ガラス合金のＣ、Ｐ、
Ｓｉ及びＢと同じ作用を示す。ＰとＳｉを同時に添加す
る場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ2を０原子
％を越えて２２原子％以下とすることが好ましく、８原
子％以上１８原子％以下とすることがより好ましく、１
１．３原子％以上１４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ｖ2が上記の範囲
であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させるこ
とができる。
ＧａＰＣＢ（Ｓｉ）からなる金属ガラス合金のＣ、Ｐ、
Ｓｉ及びＢと同じ作用を示す。ＰとＳｉを同時に添加す
る場合は、ＰとＳｉの合計量を示す組成比ｖ2を０原子
％を越えて２２原子％以下とすることが好ましく、８原
子％以上１８原子％以下とすることがより好ましく、１
１．３原子％以上１４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ｖ2が上記の範囲
であれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させるこ
とができる。
【００９７】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ｂ2は、組成比ｖ2が０原子％を越え
て２２原子％以下のときに０＜ｂ2≦０．８とすること
が好ましく、組成比ｖ2が８原子％以上１８原子％以下
のときに０．１≦ｂ2≦０．３５とすることが好まし
く、組成比ｖ2が１１．３原子％以上１４原子％以下の
ときに０．１≦ｂ2≦０．２８とすることが好ましい。
組成比ｂ2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、このときの金属ガラス合金におけるＳ
ｉの濃度を示すと、好ましい場合に１７．６原子％以
下、より好ましい場合に０．８原子％以上６．３原子％
以下、最も好ましい場合に１．１３原子％以上３．９２
原子％以下となる。
との比を表す組成比ｂ2は、組成比ｖ2が０原子％を越え
て２２原子％以下のときに０＜ｂ2≦０．８とすること
が好ましく、組成比ｖ2が８原子％以上１８原子％以下
のときに０．１≦ｂ2≦０．３５とすることが好まし
く、組成比ｖ2が１１．３原子％以上１４原子％以下の
ときに０．１≦ｂ2≦０．２８とすることが好ましい。
組成比ｂ2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、このときの金属ガラス合金におけるＳ
ｉの濃度を示すと、好ましい場合に１７．６原子％以
下、より好ましい場合に０．８原子％以上６．３原子％
以下、最も好ましい場合に１．１３原子％以上３．９２
原子％以下となる。
【００９８】ＰとＳｉの組成比を示すｂ2、ｖ2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
ることができる。
範囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ
ることができる。
【００９９】またＣの組成比ｚ2は、０原子％を越えて
１２原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以
上７．４原子％以下であることがより好ましく、１．８
原子％以上４．６原子％以下であることが最も好まし
い。更にＢの組成比ｗ2は、０原子％を越えて１６原子
％以下であることが好ましく、３原子％以上１４原子％
以下であることがより好ましく、５．３原子％以上８．
６原子％以下であることが最も好ましい。
１２原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以
上７．４原子％以下であることがより好ましく、１．８
原子％以上４．６原子％以下であることが最も好まし
い。更にＢの組成比ｗ2は、０原子％を越えて１６原子
％以下であることが好ましく、３原子％以上１４原子％
以下であることがより好ましく、５．３原子％以上８．
６原子％以下であることが最も好ましい。
【０１００】また、上記の金属ガラス合金の組成に元素
Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅを添加することにより、金属ガラ
ス合金の表面に不動態被膜を形成させて、金属ガラス合
金の耐腐食性を向上させても良い。元素ＬはＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であり、
Ｃ、Ｐと化合物を形成して金属ガラス合金の融点を向上
させる。元素Ｌの組成比を示すｄ2は０原子％以上４原
子％以下の範囲が好ましく、０原子％以上３原子％以下
の範囲がより好ましく、０原子％以上２原子％以下の範
囲が更に好ましい。組成比ｄ2が４原子％を越えると、
Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気特性が低下するととも
に、金属ガラス合金が脆くなるので好ましくない。
Ｌ、元素Ｍ及び元素Ｅを添加することにより、金属ガラ
ス合金の表面に不動態被膜を形成させて、金属ガラス合
金の耐腐食性を向上させても良い。元素ＬはＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であり、
Ｃ、Ｐと化合物を形成して金属ガラス合金の融点を向上
させる。元素Ｌの組成比を示すｄ2は０原子％以上４原
子％以下の範囲が好ましく、０原子％以上３原子％以下
の範囲がより好ましく、０原子％以上２原子％以下の範
囲が更に好ましい。組成比ｄ2が４原子％を越えると、
Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁気特性が低下するととも
に、金属ガラス合金が脆くなるので好ましくない。
【０１０１】元素ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、これらの元素が特に金属ガラス合金
の耐腐食性を向上させる。元素Ｍの中でも特にＣｒが好
ましい。Ｃｒを組成比で８原子％程度添加すると、ハス
テロイ並の耐腐食性が得られる。元素Ｍの組成比を示す
ｅ2は０原子％以上８原子％以下の範囲が好ましく、０
原子％以上６原子％以下の範囲がより好ましく、０原子
％以上４原子％以下の範囲が更に好ましい。組成比ｅ2
が８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁
気特性が低下するので好ましくない。また元素ＥはＰ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素であり、この元
素Ｅは極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素
に対して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で
存在することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上さ
せる。元素Ｅの組成比を示すｆ2は０原子％以上８原子
％以下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の
範囲がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲
が更に好ましい。組成比ｆ2が８原子％を越えると、Ｆ
ｅ量が相対的に低下して飽和磁束密度が低下するので好
ましくない。
以上の元素であり、これらの元素が特に金属ガラス合金
の耐腐食性を向上させる。元素Ｍの中でも特にＣｒが好
ましい。Ｃｒを組成比で８原子％程度添加すると、ハス
テロイ並の耐腐食性が得られる。元素Ｍの組成比を示す
ｅ2は０原子％以上８原子％以下の範囲が好ましく、０
原子％以上６原子％以下の範囲がより好ましく、０原子
％以上４原子％以下の範囲が更に好ましい。組成比ｅ2
が８原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して軟磁
気特性が低下するので好ましくない。また元素ＥはＰ
ｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上の元素であり、この元
素Ｅは極めて耐腐食性が高いと同時に他の合金構成元素
に対して不活性であり、金属ガラス合金中で単相状態で
存在することにより金属ガラス合金の耐腐食性を向上さ
せる。元素Ｅの組成比を示すｆ2は０原子％以上８原子
％以下の範囲が好ましく、０原子％以上６原子％以下の
範囲がより好ましく、０原子％以上４原子％以下の範囲
が更に好ましい。組成比ｆ2が８原子％を越えると、Ｆ
ｅ量が相対的に低下して飽和磁束密度が低下するので好
ましくない。
【０１０２】また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下
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、３５Ｋ以上、組成によっ
ては５０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴx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。
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、３５Ｋ以上、組成によっ
ては５０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴx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。
【０１０３】「金属ガラス合金の組成のその他の例」次
に、磁心２に好適に用いられる金属ガラス合金のその他
の例として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以
上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元
素ＭとＢを含んでなるものを例示できる。
に、磁心２に好適に用いられる金属ガラス合金のその他
の例として、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以
上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元
素ＭとＢを含んでなるものを例示できる。
【０１０４】この金属ガラス合金の組成式は次の通りで
ある。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。また、前記の
組成式において、Ｚｒを必ず含み、ΔＴxが２５Ｋ以上
であることが好ましい。また、この金属ガラス合金のΔ
Ｔxが６０Ｋ以上であることがより好ましい。更に、組
成比を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.
０４２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好
ましい。
ある。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％である。また、前記の
組成式において、Ｚｒを必ず含み、ΔＴxが２５Ｋ以上
であることが好ましい。また、この金属ガラス合金のΔ
Ｔxが６０Ｋ以上であることがより好ましい。更に、組
成比を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.
０４２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好
ましい。
【０１０５】また、この金属ガラス合金は、下記の組成
式で表されるものであっても良い。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3-z3Ｍx3Ｂy3Ｔ
z3 なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3、ｚ3は、０≦
ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０
原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％、０原子％≦z3≦
５原子％であり、ＴはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。また、この金属ガラス合金のΔＴx
が６０Ｋ以上であることがより好ましい。更に、組成比
を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.０４
２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好まし
い。
式で表されるものであっても良い。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3-z3Ｍx3Ｂy3Ｔ
z3 なお、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3、ｚ3は、０≦
ａ3≦０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０
原子％、１０原子％≦y3≦２２原子％、０原子％≦z3≦
５原子％であり、ＴはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。また、この金属ガラス合金のΔＴx
が６０Ｋ以上であることがより好ましい。更に、組成比
を示すａ3、ｂ3が、０.０４２≦ａ3≦０.２９、０.０４
２≦ｂ3≦０.４３の関係にされてなることがより好まし
い。
【０１０６】また、上記の各組成式における元素Ｍが
（Ｍ'1-cＭ''c）で表され、Ｍ'がＺｒまたはＨｆのうち
の１種または２種、Ｍ''がＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種または２種以上からなる元素
であり、組成比ｃが０≦ｃ≦０.６であってもよい。更
に、前記組成において組成比ｃが０.２≦ｃ≦０.４の範
囲であってもよく、０≦ｃ≦０.２の範囲であってもよ
い。更に前記の各組成式において、組成比ａ3、ｂ3が、
０.０４２≦ａ3≦０.２５、０.０４２≦ｂ3≦０.１であ
ってもよい。
（Ｍ'1-cＭ''c）で表され、Ｍ'がＺｒまたはＨｆのうち
の１種または２種、Ｍ''がＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種または２種以上からなる元素
であり、組成比ｃが０≦ｃ≦０.６であってもよい。更
に、前記組成において組成比ｃが０.２≦ｃ≦０.４の範
囲であってもよく、０≦ｃ≦０.２の範囲であってもよ
い。更に前記の各組成式において、組成比ａ3、ｂ3が、
０.０４２≦ａ3≦０.２５、０.０４２≦ｂ3≦０.１であ
ってもよい。
【０１０７】この金属ガラス合金の主成分である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。また、Ｆ
ｅ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Ｃｏの組成比とＮｉの組
成比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。具体的には、５０Ｋ〜６０ＫのΔ
Ｔxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０≦ａ3
≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０≦ｂ3≦０.４３の
範囲とすることが好ましく、また６０Ｋ以上のΔＴxを
確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０.０４２≦ａ
3≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦
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、Ｃｏ
の組成比ａ3を０.０４２≦ａ3≦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ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦０.１の範囲とすること
がより好ましい。
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。また、Ｆ
ｅ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Ｃｏの組成比とＮｉの組
成比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。具体的には、５０Ｋ〜６０ＫのΔ
Ｔxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０≦ａ3
≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０≦ｂ3≦０.４３の
範囲とすることが好ましく、また６０Ｋ以上のΔＴxを
確実に得るためには、Ｃｏの組成比ａ3を０.０４２≦ａ
3≦０.２９とし、Ｎｉの組成比ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦
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、Ｃｏ
の組成比ａ3を０.０４２≦ａ3≦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ｂ3を０.０４２≦ｂ3≦０.１の範囲とすること
がより好ましい。
【０１０８】元素Ｍは、非晶質相を生成させるために有
効な元素であり、元素Ｍの組成比ｘ3は５原子％以上２
０原子％以下の範囲が好ましい。更に、高い磁気特性を
得るために組成比ｘ3を５原子％以上１５原子％以下と
しても良い。これら元素Ｍのうち、特にＺｒまたはＨｆ
が有効である。ＺｒまたはＨｆは、その一部をＮｂ等の
元素に置換できるが、置換する場合の組成比ｃを、０≦
ｃ≦０.６の範囲とすると高いΔＴxを得ることができ、
特に０.２≦ｃ≦０.４の範囲とするとΔＴxを８０以上
とすることができる。
効な元素であり、元素Ｍの組成比ｘ3は５原子％以上２
０原子％以下の範囲が好ましい。更に、高い磁気特性を
得るために組成比ｘ3を５原子％以上１５原子％以下と
しても良い。これら元素Ｍのうち、特にＺｒまたはＨｆ
が有効である。ＺｒまたはＨｆは、その一部をＮｂ等の
元素に置換できるが、置換する場合の組成比ｃを、０≦
ｃ≦０.６の範囲とすると高いΔＴxを得ることができ、
特に０.２≦ｃ≦０.４の範囲とするとΔＴxを８０以上
とすることができる。
【０１０９】Ｂは、高い非晶質形成能があり、本発明で
はＢの組成比ｙ3を１０原子％以上２２原子％以下の範
囲としている。組成比ｙ3が１０原子％未満であると、
ΔＴxが消滅するために好ましくなく、２２原子％を越
えると非晶質相が形成できな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、組成比ｙ3を１６原子％以上２０原子％以下とす
ることがより好ましい。
はＢの組成比ｙ3を１０原子％以上２２原子％以下の範
囲としている。組成比ｙ3が１０原子％未満であると、
ΔＴxが消滅するために好ましくなく、２２原子％を越
えると非晶質相が形成できな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、組成比ｙ3を１６原子％以上２０原子％以下とす
ることがより好ましい。
【０１１０】この金属ガラス合金に更に、元素Ｔで示さ
れる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Ｔの組成
比ｚ3を０原子％以上５原子％以下の範囲とすることが
できる。これらの元素Ｔ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。
れる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Ｔの組成
比ｚ3を０原子％以上５原子％以下の範囲とすることが
できる。これらの元素Ｔ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。
【０１１１】また、上記の組成において原子Ｂの５０％
以下をＣで置換しても良い。上記のいずれの場合の組成
においても本発明に係る金属ガラス合金では、２０Ｋ以
上、組成によっては６０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔
ΔＴxが得られる。
以下をＣで置換しても良い。上記のいずれの場合の組成
においても本発明に係る金属ガラス合金では、２０Ｋ以
上、組成によっては６０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔
ΔＴxが得られる。
【０１１２】「磁心の製造方法」本発明に係る磁心２
は、例えば次のようにして製造できる。この磁心２は、
金属ガラス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、この
金属ガラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、更に圧
縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、磁心前駆
体を熱処理して内部応力を除去する熱処理工程を経て製
造される。
は、例えば次のようにして製造できる。この磁心２は、
金属ガラス合金の粉末を製造する粉末製造工程と、この
金属ガラス合金の粉末に絶縁材を加えて混合し、更に圧
縮成形して磁心前駆体を形成する成形工程と、磁心前駆
体を熱処理して内部応力を除去する熱処理工程を経て製
造される。
【０１１３】粉体製造工程ではまず、上述のいずれかの
組成の金属ガラス合金の溶湯を回転する冷却ロールの冷
却面に噴出させて急冷するいわゆるロール急冷法によ
り、金属ガラス合金薄帯を製造する。次に、得られた金
属ガラス合金薄帯を粉砕して粉末とする。粉砕には、ロ
ータミル、ボールミル、ジェットミル、アトマイザー、
摩砕機等を用いる。
組成の金属ガラス合金の溶湯を回転する冷却ロールの冷
却面に噴出させて急冷するいわゆるロール急冷法によ
り、金属ガラス合金薄帯を製造する。次に、得られた金
属ガラス合金薄帯を粉砕して粉末とする。粉砕には、ロ
ータミル、ボールミル、ジェットミル、アトマイザー、
摩砕機等を用いる。
【０１１４】次に、粉砕体を分級して所定の平均粒径を
有する粉末とする。粉砕により粉末を作成する場合は、
粉末の平均粒径を３０μｍ以上、より好ましくは４５μ
ｍ以上３００μｍ以下とするのがよい。平均粒径が３０
μｍ未満であると、粉砕の際にロータミル等からのコン
タミネーションが起こる可能性もあるので好ましくな
い。平均粒径が３００μｍを越えると、絶縁材を混合し
て圧縮成形した際に圧粉磁心の組織中に空隙が残存し
て、磁心のコアロスが大きくなるので好ましくない。分
級には、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級
機等を用いることができる。
有する粉末とする。粉砕により粉末を作成する場合は、
粉末の平均粒径を３０μｍ以上、より好ましくは４５μ
ｍ以上３００μｍ以下とするのがよい。平均粒径が３０
μｍ未満であると、粉砕の際にロータミル等からのコン
タミネーションが起こる可能性もあるので好ましくな
い。平均粒径が３００μｍを越えると、絶縁材を混合し
て圧縮成形した際に圧粉磁心の組織中に空隙が残存し
て、磁心のコアロスが大きくなるので好ましくない。分
級には、ふるい、振動ふるい、音波ふるい、気流式分級
機等を用いることができる。
【０１１５】また、上記組成の金属ガラス合金の溶湯
を、冷却ロールに霧状に吹き付けることによっても金属
ガラス合金の粉末を得ることができる。また、上記組成
の金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き
出して冷却したり、あるいは上記組成の金属ガラス合金
の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷却することによって
も粉末を得ることができる。特に、上記組成からなる金
属ガラス合金の溶湯を、高圧の不活性ガスとともに不活
性ガスで満たされたチャンバ内部に霧状に噴霧し、該不
活性ガス雰囲気中で急冷して合金粉末を製造するガスア
トマイズ法を用いることが好ましい。
を、冷却ロールに霧状に吹き付けることによっても金属
ガラス合金の粉末を得ることができる。また、上記組成
の金属ガラス合金の溶湯を高圧ガスとともに霧状に吹き
出して冷却したり、あるいは上記組成の金属ガラス合金
の溶湯を水中に霧状に吹き出して冷却することによって
も粉末を得ることができる。特に、上記組成からなる金
属ガラス合金の溶湯を、高圧の不活性ガスとともに不活
性ガスで満たされたチャンバ内部に霧状に噴霧し、該不
活性ガス雰囲気中で急冷して合金粉末を製造するガスア
トマイズ法を用いることが好ましい。
【０１１６】上記のように、合金溶湯を霧状に噴霧させ
て急冷した場合は、粒状あるいは略球状の粒子からなる
金属ガラス合金金粉末を得ることができる。この球状の
粒子からなる粉末を用いて圧粉磁心を形成した場合は、
圧粉磁心の充填密度を高くすることができ、粉末間の絶
縁を確保しやすくなるので、磁気特性が劣化せず、優れ
たコアロスを発現させるとともに高周波帯域での透磁率
の低下を抑制できる。
て急冷した場合は、粒状あるいは略球状の粒子からなる
金属ガラス合金金粉末を得ることができる。この球状の
粒子からなる粉末を用いて圧粉磁心を形成した場合は、
圧粉磁心の充填密度を高くすることができ、粉末間の絶
縁を確保しやすくなるので、磁気特性が劣化せず、優れ
たコアロスを発現させるとともに高周波帯域での透磁率
の低下を抑制できる。
【０１１７】次に成形工程では、金属ガラス合金の粉末
に絶縁材を加えて混合し、この混合物を圧縮成形して磁
心前駆体を形成する。混合物中の絶縁材の混合率は、
０．２重量％以上５重量％以下であることが好ましい。
絶縁材が０．２重量％未満では、金属ガラス合金の粉末
をこの絶縁材ととともに所定の形状に成形できなくなる
ので好ましくない。また、絶縁材が５重量％を越える
と、磁心における金属ガラス合金の含有率が低下し、磁
心の軟磁気特性が低下するので好ましくない。また、圧
縮成形する前に混合物に含まれる溶剤、水分等を蒸発さ
せ、金属ガラス合金粉末の表面に絶縁材層を形成させる
ことが望ましい。
に絶縁材を加えて混合し、この混合物を圧縮成形して磁
心前駆体を形成する。混合物中の絶縁材の混合率は、
０．２重量％以上５重量％以下であることが好ましい。
絶縁材が０．２重量％未満では、金属ガラス合金の粉末
をこの絶縁材ととともに所定の形状に成形できなくなる
ので好ましくない。また、絶縁材が５重量％を越える
と、磁心における金属ガラス合金の含有率が低下し、磁
心の軟磁気特性が低下するので好ましくない。また、圧
縮成形する前に混合物に含まれる溶剤、水分等を蒸発さ
せ、金属ガラス合金粉末の表面に絶縁材層を形成させる
ことが望ましい。
【０１１８】次にこの混合物を圧縮成形して磁心前駆体
を製造する。まず、所定の金型に混合物を充填し、次
に、金型に成形圧力を印加しつつ所定の成形温度まで加
熱して混合物を圧縮成形する。この圧縮成形には、例え
ば金型を所定の成形圧力で加圧しつつ、パルス電流を印
加して加熱しつつ圧縮成形する放電プラズマ焼結処理を
行うことが好ましい。この放電プラズマ焼結処理は、通
電電流により混合物を所定の速度で素早く昇温すること
ができ、圧縮成形の時間を短くすることができるので、
金属ガラス合金の非晶質相を維持したまま圧縮成形する
のに適している。
を製造する。まず、所定の金型に混合物を充填し、次
に、金型に成形圧力を印加しつつ所定の成形温度まで加
熱して混合物を圧縮成形する。この圧縮成形には、例え
ば金型を所定の成形圧力で加圧しつつ、パルス電流を印
加して加熱しつつ圧縮成形する放電プラズマ焼結処理を
行うことが好ましい。この放電プラズマ焼結処理は、通
電電流により混合物を所定の速度で素早く昇温すること
ができ、圧縮成形の時間を短くすることができるので、
金属ガラス合金の非晶質相を維持したまま圧縮成形する
のに適している。
【０１１９】本発明において、混合物を圧縮成形する際
の成形温度は、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組成に
よって異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラス合
金としてＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる
組成のものを用いた場合には、絶縁材によって金属ガラ
ス合金を結着させるために３７３Ｋ以上とすることが必
要であり、また絶縁材が溶融して金型からしみ出さない
ようにするには５７３Ｋ以下とすることが必要である。
絶縁材がしみ出ると、磁心２中の絶縁材の含有量が低下
して磁心２の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁
率が低下してしまう。従って３７３Ｋ以上５７３Ｋ以下
の温度範囲で混合物を圧縮成形すれば、絶縁材が適度に
軟化するので、金属ガラス合金の粉末を結着させて混合
物を所定の形状に成形することができる。
の成形温度は、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組成に
よって異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラス合
金としてＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる
組成のものを用いた場合には、絶縁材によって金属ガラ
ス合金を結着させるために３７３Ｋ以上とすることが必
要であり、また絶縁材が溶融して金型からしみ出さない
ようにするには５７３Ｋ以下とすることが必要である。
絶縁材がしみ出ると、磁心２中の絶縁材の含有量が低下
して磁心２の比抵抗が低下し、高周波帯域における透磁
率が低下してしまう。従って３７３Ｋ以上５７３Ｋ以下
の温度範囲で混合物を圧縮成形すれば、絶縁材が適度に
軟化するので、金属ガラス合金の粉末を結着させて混合
物を所定の形状に成形することができる。
【０１２０】また混合物に印加する成形圧力（一軸圧
力）については、圧力が低すぎると磁心２の密度を高く
することができず、緻密な磁心２を形成できなくなる。
また、圧力が高すぎると絶縁材がしみ出し、磁心２中の
絶縁材の含有量が低下して磁心２の比抵抗が低下し、高
周波帯域における透磁率が低下してしまう。従って成形
圧力は、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組成によって
異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラス合金とし
てＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成の
ものを用いた場合には、６００ＭＰａ以上１５００ＭＰ
ａ以下とするのが好ましく、６００ＭＰａ以上９００Ｍ
Ｐａ以下とするのがより好ましい。このようにして円環
状の磁心前駆体が得られる。
力）については、圧力が低すぎると磁心２の密度を高く
することができず、緻密な磁心２を形成できなくなる。
また、圧力が高すぎると絶縁材がしみ出し、磁心２中の
絶縁材の含有量が低下して磁心２の比抵抗が低下し、高
周波帯域における透磁率が低下してしまう。従って成形
圧力は、絶縁材の種類と金属ガラス合金の組成によって
異なるが、絶縁材として水ガラス、金属ガラス合金とし
てＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成の
ものを用いた場合には、６００ＭＰａ以上１５００ＭＰ
ａ以下とするのが好ましく、６００ＭＰａ以上９００Ｍ
Ｐａ以下とするのがより好ましい。このようにして円環
状の磁心前駆体が得られる。
【０１２１】次に磁心前駆体を熱処理して内部応力を除
去する熱処理工程を行う。磁心前駆体を所定の温度範囲
で熱処理すると、粉末製造工程や成形工程にて生じた磁
心前駆体自体の内部応力や、磁心前駆体に含まれる金属
ガラス合金粉末の内部応力を除去することができ、コア
ロスが低く振幅透磁率の磁界変化がほぼ一定である磁心
を製造することができる。熱処理温度は、金属ガラス合
金としてＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる
組成のものを用いた場合にはガラス遷移温度をＴgとし
たときに、（Ｔg−１７０）Ｋ以上Ｔg以下の範囲が好ま
しく、（Ｔg−１５０）Ｋ以上（Ｔg−５０）Ｋ以下の範
囲がより好ましく、（Ｔg−１２０）Ｋ以上（Ｔg−６
０）Ｋ以下の範囲がさらに好ましい。
去する熱処理工程を行う。磁心前駆体を所定の温度範囲
で熱処理すると、粉末製造工程や成形工程にて生じた磁
心前駆体自体の内部応力や、磁心前駆体に含まれる金属
ガラス合金粉末の内部応力を除去することができ、コア
ロスが低く振幅透磁率の磁界変化がほぼ一定である磁心
を製造することができる。熱処理温度は、金属ガラス合
金としてＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる
組成のものを用いた場合にはガラス遷移温度をＴgとし
たときに、（Ｔg−１７０）Ｋ以上Ｔg以下の範囲が好ま
しく、（Ｔg−１５０）Ｋ以上（Ｔg−５０）Ｋ以下の範
囲がより好ましく、（Ｔg−１２０）Ｋ以上（Ｔg−６
０）Ｋ以下の範囲がさらに好ましい。
【０１２２】熱処理温度が（Ｔg−１７０）Ｋ未満で
は、磁心前駆体の内部応力を十分に除去することができ
ないので好ましくなく、Ｔgを越えると、金属ガラス合
金が結晶化してしまうので好ましくない。
は、磁心前駆体の内部応力を十分に除去することができ
ないので好ましくなく、Ｔgを越えると、金属ガラス合
金が結晶化してしまうので好ましくない。
【０１２３】このようにして得られた磁心２は、金属ガ
ラス合金を含むものであるから、室温で優れた軟磁性特
性を有し、また熱処理によってより良好な軟磁気特性を
示すものである。このため、優れたSoft magnetic特性
（軟磁気特性）を有する材料として、この磁心２を本発
明に係るフィルタ６に好適に用いることができ、従来材
に比べてコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界変化に対
してほぼ一定である磁心を提供できる。
ラス合金を含むものであるから、室温で優れた軟磁性特
性を有し、また熱処理によってより良好な軟磁気特性を
示すものである。このため、優れたSoft magnetic特性
（軟磁気特性）を有する材料として、この磁心２を本発
明に係るフィルタ６に好適に用いることができ、従来材
に比べてコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界変化に対
してほぼ一定である磁心を提供できる。
【０１２４】尚、上記説明では、金属ガラス合金の粉末
と絶縁材を含む混合物を放電プラズマ焼結処理により圧
縮成形する方法を説明したが、これに限らず、通常の粉
末成形法、ホットプレス法、押し出し法などの方法によ
り圧縮成形することによっても磁心２を得ることができ
る。更に、絶縁材の種類と添加量、成形圧力を選択する
ことにより室温で成形することも可能になる。
と絶縁材を含む混合物を放電プラズマ焼結処理により圧
縮成形する方法を説明したが、これに限らず、通常の粉
末成形法、ホットプレス法、押し出し法などの方法によ
り圧縮成形することによっても磁心２を得ることができ
る。更に、絶縁材の種類と添加量、成形圧力を選択する
ことにより室温で成形することも可能になる。
【０１２５】上記のフィルタ６は、上記組成の金属ガラ
ス合金の粉末と絶縁材とからなる磁心２を備えており、
絶縁材によって磁心２全体の比抵抗を高くすることがで
き、渦電流損失を低減して磁心２のコアロスを低くする
ことが可能になるので、低損失で発熱量が小さなフィル
タ６を構成することができる。また上記の磁心２は、上
記組成の金属ガラス合金粉末からなり、高周波数帯域に
おける透磁率の低下が小さいので、フィルタ６の周波数
特性を向上させることができる。また上記の磁心２は、
比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の上記組成の金属ガラス合
金粉末からなるので、高周波における金属ガラス合金粒
子内の渦電流損失が低減され、よりコアロスが低い磁心
を構成することが可能になり、低損失で発熱量が小さな
フィルタ６を構成することができる。
ス合金の粉末と絶縁材とからなる磁心２を備えており、
絶縁材によって磁心２全体の比抵抗を高くすることがで
き、渦電流損失を低減して磁心２のコアロスを低くする
ことが可能になるので、低損失で発熱量が小さなフィル
タ６を構成することができる。また上記の磁心２は、上
記組成の金属ガラス合金粉末からなり、高周波数帯域に
おける透磁率の低下が小さいので、フィルタ６の周波数
特性を向上させることができる。また上記の磁心２は、
比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の上記組成の金属ガラス合
金粉末からなるので、高周波における金属ガラス合金粒
子内の渦電流損失が低減され、よりコアロスが低い磁心
を構成することが可能になり、低損失で発熱量が小さな
フィルタ６を構成することができる。
【０１２６】また、上記の磁心２は、２００Ａ／ｍの磁
界における振幅透磁率を基準としたときの２０００Ａ／
ｍの磁界における振幅透磁率の変化率が±１０％以内で
あるので、パルス状の交流電流を波形歪みを伴うことな
く平滑化することができ、出力波形の歪みが小さなフィ
ルタ６を構成することができる。また、上記の磁心２
は、１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上２００以下
であるので、コイル３の巻回数を少なくしてインダクタ
１を小型化でき、これによりフィルタ６若しくは増幅装
置４を小型化することができる。
界における振幅透磁率を基準としたときの２０００Ａ／
ｍの磁界における振幅透磁率の変化率が±１０％以内で
あるので、パルス状の交流電流を波形歪みを伴うことな
く平滑化することができ、出力波形の歪みが小さなフィ
ルタ６を構成することができる。また、上記の磁心２
は、１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上２００以下
であるので、コイル３の巻回数を少なくしてインダクタ
１を小型化でき、これによりフィルタ６若しくは増幅装
置４を小型化することができる。
【０１２７】そして、上記の増幅装置４は、低損失で波
形歪みの小さな上記のフィルタ６を備えているので、増
幅装置４自体の発熱を小さくできるとともに、波形歪み
が小さくできるため増幅率を更に増加しても歪みの小さ
な良質な出力電流を供給することができる。
形歪みの小さな上記のフィルタ６を備えているので、増
幅装置４自体の発熱を小さくできるとともに、波形歪み
が小さくできるため増幅率を更に増加しても歪みの小さ
な良質な出力電流を供給することができる。
【０１２８】
【実施例】（実験例１：ＦｅＡｌＧａＰＣＢＳｉ系合金
の物性）Ｆｅ、Ａｌ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、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6
Ｓｉ3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１５ｍｍ、厚さ２０μｍ
の非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。これを
ローターミルを用いて大気中で粉砕し、４５〜３００μ
ｍの範囲の粒径のものをふるいで分級し、これを金属ガ
ラス合金の粉末とした。
の物性）Ｆｅ、Ａｌ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、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6
Ｓｉ3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１５ｍｍ、厚さ２０μｍ
の非晶質相組織の金属ガラス合金の薄帯を得た。これを
ローターミルを用いて大気中で粉砕し、４５〜３００μ
ｍの範囲の粒径のものをふるいで分級し、これを金属ガ
ラス合金の粉末とした。
【０１２９】図６には、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75
Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成の実施例１の金属ガラス合金の粉末
のＸ線回折測定の結果を示す。図６から明らかなよう
に、実施例１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、非晶質相を主体とする組織を有してい
ることがわかる。
Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成の実施例１の金属ガラス合金の粉末
のＸ線回折測定の結果を示す。図６から明らかなよう
に、実施例１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、非晶質相を主体とする組織を有してい
ることがわかる。
【０１３０】図７には、実施例１の金属ガラス合金の粉
末のＤＳＣ曲線（Differential scanning caloriemete
r：示差走査熱量測定による曲線（測定時の昇温速度：
４０Ｋ／分））を示す。図７から、実施例１の金属ガラ
ス合金の粉末については、Ｔx＝８０５Ｋ（５３２
℃）、Ｔg＝７４５Ｋ（４７２℃）、ΔＴx＝６０Ｋが求
められる。このように、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75
Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金粉末には結晶化温
度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却液体域が存在し、Δ
Ｔx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、この系の組成の
合金が高いアモルファス形成能と高い熱的安定性を有す
ることがわかる。
末のＤＳＣ曲線（Differential scanning caloriemete
r：示差走査熱量測定による曲線（測定時の昇温速度：
４０Ｋ／分））を示す。図７から、実施例１の金属ガラ
ス合金の粉末については、Ｔx＝８０５Ｋ（５３２
℃）、Ｔg＝７４５Ｋ（４７２℃）、ΔＴx＝６０Ｋが求
められる。このように、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75
Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成の金属ガラス合金粉末には結晶化温
度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却液体域が存在し、Δ
Ｔx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、この系の組成の
合金が高いアモルファス形成能と高い熱的安定性を有す
ることがわかる。
【０１３１】（実験例２：ＦｅＡｌＰＣＢＳｉ系合金の
物性）Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ
及びＳｉを原料としたこと以外は実験例１と同様にし
て、種々の組成の実施例２〜実施例１５の金属ガラス合
金の薄帯を得た。
物性）Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ
及びＳｉを原料としたこと以外は実験例１と同様にし
て、種々の組成の実施例２〜実施例１５の金属ガラス合
金の薄帯を得た。
【０１３２】実施例２〜１５の金属ガラス合金の薄帯の
組成を表１に示す。実施例２〜１５の組成は、Ｆｅ70Ａ
ｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）v1Ｃz1Ｂw1（但し、ｖ1は１０．
３５〜１４．９５原子％、ｚ1は１．１５〜８．０５原
子％、ｗ1は２．３〜９．２原子％である）のものであ
った。また、実施例２〜１５の金属ガラス合金につい
て、Ｘ線回折により結晶構造の解析を行った。結果を図
８に示す。更に、実施例５及び実施例１５の金属ガラス
合金について、ＤＳＣ測定を行った。ＤＳＣ測定の際の
昇温速度は４０Ｋ／分であった。結果を図９及び表２に
示す。
組成を表１に示す。実施例２〜１５の組成は、Ｆｅ70Ａ
ｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）v1Ｃz1Ｂw1（但し、ｖ1は１０．
３５〜１４．９５原子％、ｚ1は１．１５〜８．０５原
子％、ｗ1は２．３〜９．２原子％である）のものであ
った。また、実施例２〜１５の金属ガラス合金につい
て、Ｘ線回折により結晶構造の解析を行った。結果を図
８に示す。更に、実施例５及び実施例１５の金属ガラス
合金について、ＤＳＣ測定を行った。ＤＳＣ測定の際の
昇温速度は４０Ｋ／分であった。結果を図９及び表２に
示す。
【０１３３】
【表１】
【０１３４】
【表２】
【０１３５】図８から明らかなように、実施例２〜１５
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、非晶質相を主体とする組織を有していることがわか
る。
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、非晶質相を主体とする組織を有していることがわか
る。
【０１３６】また、図９及び表２から明らかなように、
実施例５のＤＳＣ曲線には、７５８Ｋにガラス遷移温度
Ｔgが認められ、８２１Ｋ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６３Ｋであった。また、実施例１５の金属ガラ
ス合金のＤＳＣ曲線には、７６０Ｋにガラス遷移温度Ｔ
gが認められ、８２１Ｋに結晶化開始温度Ｔxが観察さ
れ、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６１Ｋであった。
実施例５のＤＳＣ曲線には、７５８Ｋにガラス遷移温度
Ｔgが認められ、８２１Ｋ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６３Ｋであった。また、実施例１５の金属ガラ
ス合金のＤＳＣ曲線には、７６０Ｋにガラス遷移温度Ｔ
gが認められ、８２１Ｋに結晶化開始温度Ｔxが観察さ
れ、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６１Ｋであった。
【０１３７】以上のことから、実施例２〜１５の金属ガ
ラス合金には、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
大きいことが分かる。従ってＦｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃ、Ｂお
よびＳｉからなる合金であっても、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。
ラス合金には、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
大きいことが分かる。従ってＦｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃ、Ｂお
よびＳｉからなる合金であっても、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。
【０１３８】次に、実施例２〜１５の全ての金属ガラス
合金薄帯についてＤＳＣ測定を行い、ガラス遷移温度Ｔ
g、結晶化開始温度Ｔxをそれそれ測定するとともに、過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを求めた。なお、ＤＳＣ測定
の際の昇温速度は４０Ｋ／分であった。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
組成依存性をそれぞれ示す。
合金薄帯についてＤＳＣ測定を行い、ガラス遷移温度Ｔ
g、結晶化開始温度Ｔxをそれそれ測定するとともに、過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを求めた。なお、ＤＳＣ測定
の際の昇温速度は４０Ｋ／分であった。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
組成依存性をそれぞれ示す。
【０１３９】なお、図１０〜図１２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の値をそれぞれ示
す。また、図１０〜図１２の三角組成図には等温線を記
入しており、この等温線の近傍に付した数字はこれらの
等温線の値を示す。
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の値をそれぞれ示
す。また、図１０〜図１２の三角組成図には等温線を記
入しており、この等温線の近傍に付した数字はこれらの
等温線の値を示す。
【０１４０】図１０よりガラス遷移温度Ｔgは、Ｂ量の
増加及びＣ量の減少伴って上昇しており、Ｔgの７６０
Ｋの等温線がＢの組成比ｗ1の４．１〜８．０５原子％
の範囲、かつＣの組成比ｚ1の２．３〜５．１原子％の
範囲にある。また図１１より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔg
と同様にＢ量の増加及びＣ量の減少に伴って上昇し、Ｔ
xの８１５Ｋの等温線がＢの組成比ｗ1の４〜８．４原子
％の範囲、かつＣの組成比ｚ1の０．３〜５原子％の範
囲にある。そして図１２に示すように、図１０に示すＴ
gの７６０Ｋの等温線と、図１１に示すＴxの８１５Ｋの
等温線とに囲まれた範囲が、ΔＴxの６０Ｋ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ΔＴ
xが６０Ｋを越えており、特にＦｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ
0.24）12.65Ｃ3.45Ｂ6.9なる組成の実施例５の金属ガラ
ス合金のΔＴxが６３Ｋと最大であることがわかる。
増加及びＣ量の減少伴って上昇しており、Ｔgの７６０
Ｋの等温線がＢの組成比ｗ1の４．１〜８．０５原子％
の範囲、かつＣの組成比ｚ1の２．３〜５．１原子％の
範囲にある。また図１１より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔg
と同様にＢ量の増加及びＣ量の減少に伴って上昇し、Ｔ
xの８１５Ｋの等温線がＢの組成比ｗ1の４〜８．４原子
％の範囲、かつＣの組成比ｚ1の０．３〜５原子％の範
囲にある。そして図１２に示すように、図１０に示すＴ
gの７６０Ｋの等温線と、図１１に示すＴxの８１５Ｋの
等温線とに囲まれた範囲が、ΔＴxの６０Ｋ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ΔＴ
xが６０Ｋを越えており、特にＦｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ
0.24）12.65Ｃ3.45Ｂ6.9なる組成の実施例５の金属ガラ
ス合金のΔＴxが６３Ｋと最大であることがわかる。
【０１４１】（実験例３：ＦｅＧａＰＣＢＳｉ系合金の
物性）Ｆｅ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ
及びＳｉを原料としたこと以外は実験例１と同様にし
て、種々の組成の実施例１６〜実施例３２の金属ガラス
合金の薄帯を得た。
物性）Ｆｅ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ
及びＳｉを原料としたこと以外は実験例１と同様にし
て、種々の組成の実施例１６〜実施例３２の金属ガラス
合金の薄帯を得た。
【０１４２】実施例１６〜実施例３２の金属ガラス合金
薄帯の組成を表３に示す。また、実施例１６〜３２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１３及び図１４に示す。更に、実施例２９の金属ガ
ラス合金について、ＤＳＣ測定を行った。ＤＳＣ測定の
昇温速度は４０Ｋ／分とした。結果を図１５及び表３に
示す。
薄帯の組成を表３に示す。また、実施例１６〜３２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１３及び図１４に示す。更に、実施例２９の金属ガ
ラス合金について、ＤＳＣ測定を行った。ＤＳＣ測定の
昇温速度は４０Ｋ／分とした。結果を図１５及び表３に
示す。
【０１４３】
【表３】
【０１４４】図１３及び図１４から明らかなように、実
施例１６〜３２のＸ線回折パターンはいずれもブロード
なパターンを示しており、非晶質相を主体とする組織を
有していることがわかる。
施例１６〜３２のＸ線回折パターンはいずれもブロード
なパターンを示しており、非晶質相を主体とする組織を
有していることがわかる。
【０１４５】また、図１５及び表２から明らかなよう
に、実施例２９のＤＳＣ曲線には、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、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3
なる組成の実施例１の金属ガラス合金についてもＴg／
Ｔmを求めたところ、０．５９の値を示した。
に、実施例２９のＤＳＣ曲線には、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、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3
なる組成の実施例１の金属ガラス合金についてもＴg／
Ｔmを求めたところ、０．５９の値を示した。
【０１４６】以上のことから、実施例２９の金属ガラス
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
スであることが分かる。また実施例２９の金属ガラス合
金のＴg／Ｔmは実施例１の金属ガラス合金の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ることから、実施例２９の
金属ガラス合金はＡｌが添加されていないにもかかわら
ず、実施例１の金属ガラス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。
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
スであることが分かる。また実施例２９の金属ガラス合
金のＴg／Ｔmは実施例１の金属ガラス合金の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ることから、実施例２９の
金属ガラス合金はＡｌが添加されていないにもかかわら
ず、実施例１の金属ガラス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。
【０１４７】次に、得られた全ての金属ガラス合金につ
いて、ＤＳＣ測定を行い、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化
開始温度Ｔxを測定するとともに、過冷却液体の温度間
隔ΔＴxを求めた。ＤＳＣ測定の昇温速度は４０Ｋ／分
とした。図１６にガラス遷移温度Ｔgの組成依存性、図
１７に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、図１８に過冷
却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性をそれぞれ示す。
また、表３に、各実施例の金属ガラス合金のガラス遷移
温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを示す。
いて、ＤＳＣ測定を行い、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化
開始温度Ｔxを測定するとともに、過冷却液体の温度間
隔ΔＴxを求めた。ＤＳＣ測定の昇温速度は４０Ｋ／分
とした。図１６にガラス遷移温度Ｔgの組成依存性、図
１７に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、図１８に過冷
却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性をそれぞれ示す。
また、表３に、各実施例の金属ガラス合金のガラス遷移
温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxを示す。
【０１４８】なお、図１６〜図１８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の値をそれぞれ示
す。また、図１６〜図１８の三角組成図には、等温線若
しくは等値線を記入しており、これらの線の近傍に付し
た数字は等温線若しくは等高線の値を示す。
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の値をそれぞれ示
す。また、図１６〜図１８の三角組成図には、等温線若
しくは等値線を記入しており、これらの線の近傍に付し
た数字は等温線若しくは等高線の値を示す。
【０１４９】図１６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ｗ2の１．５〜１０．５原子％の範囲にある。
また図１７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ｗ2の４．５〜１０．５原子％の範囲
にある。そして図１８に示すように、図１６に示すＴg
の７５０Ｋの等温線と、図１７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ΔＴ
xが５０Ｋを越えていることがわかる。
加に伴って上昇しており、Ｔgの７５０Ｋの等温線がＢ
の組成比ｗ2の１．５〜１０．５原子％の範囲にある。
また図１７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ｗ2の４．５〜１０．５原子％の範囲
にある。そして図１８に示すように、図１６に示すＴg
の７５０Ｋの等温線と、図１７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ΔＴ
xが５０Ｋを越えていることがわかる。
【０１５０】（実験例４：ＦｅＮｉＣｏＭＢ系合金の物
性）Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｈｆ及びＮｂと、Ｂを原料とし
たこと以外は実験例１とほぼ同様にして、実施例３３〜
実施例３６の（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚｒ1 0Ｂ
20なる組成の金属ガラス合金の薄帯を得た。また、上記
と同様にしてＦｅ56Ｃｏ7Ｎｉ7Ｈｆ8Ｎｂ2Ｂ20なる組成
の金属ガラス合金薄帯を得た。この薄帯をローターミル
により大気中で粉砕し、４５〜１５０μｍの粒径のもの
を分級し、これを実施例３７の金属ガラス合金粉末とし
た。
性）Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｈｆ及びＮｂと、Ｂを原料とし
たこと以外は実験例１とほぼ同様にして、実施例３３〜
実施例３６の（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚｒ1 0Ｂ
20なる組成の金属ガラス合金の薄帯を得た。また、上記
と同様にしてＦｅ56Ｃｏ7Ｎｉ7Ｈｆ8Ｎｂ2Ｂ20なる組成
の金属ガラス合金薄帯を得た。この薄帯をローターミル
により大気中で粉砕し、４５〜１５０μｍの粒径のもの
を分級し、これを実施例３７の金属ガラス合金粉末とし
た。
【０１５１】図１９には、実施例３７の金属ガラス合金
粉末のＸ線回折の結果を示す。図１９から明らかなよう
に、この金属ガラス合金粉末のＸ線回折パターンはブロ
ードなパターンを示し、非晶質相を主体とする組織であ
ることがわかる。また図２０には、実施例３７の金属ガ
ラス合金粉末のＤＳＣ曲線（測定時の昇温速度：４０Ｋ
／分）を示す。図２０から明らかなように、この組成の
金属ガラス合金においては、Ｔx＝８６８Ｋ、Ｔg＝８０
３Ｋ、ΔＴx＝６５Ｋとなっている。
粉末のＸ線回折の結果を示す。図１９から明らかなよう
に、この金属ガラス合金粉末のＸ線回折パターンはブロ
ードなパターンを示し、非晶質相を主体とする組織であ
ることがわかる。また図２０には、実施例３７の金属ガ
ラス合金粉末のＤＳＣ曲線（測定時の昇温速度：４０Ｋ
／分）を示す。図２０から明らかなように、この組成の
金属ガラス合金においては、Ｔx＝８６８Ｋ、Ｔg＝８０
３Ｋ、ΔＴx＝６５Ｋとなっている。
【０１５２】また図２１には、実施例３３〜３６の（Ｆ
ｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚｒ10Ｂ20なる組成の金属
ガラス合金のＴgに対するＦｅとＣｏとＮｉの組成依存
性を示し、図２２には同組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−
Ｔg）の値に対するＦｅとＣｏとＮｉの組成依存性を示
す。また表４に、実施例３３〜３６のΔＴxを示す。
ｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚｒ10Ｂ20なる組成の金属
ガラス合金のＴgに対するＦｅとＣｏとＮｉの組成依存
性を示し、図２２には同組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−
Ｔg）の値に対するＦｅとＣｏとＮｉの組成依存性を示
す。また表４に、実施例３３〜３６のΔＴxを示す。
【０１５３】
【表４】
【０１５４】図２２から明らかなように、（Ｆｅ
1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚｒ10Ｂ20なる組成の全ての
範囲においてΔＴxの値は２５Ｋを超えている。また、
図２１からわかるようにＴgの値に関し、Ｃｏを７原子
％程度から５０原子％程度の範囲で増加させることでＴ
gが単調に増加することも明らかになった。一方、ΔＴx
に関し、図２２に示すようにＦｅを多く含む組成系にお
いて大きな値になっていることがわかり、ΔＴxを６０
Ｋ以上にするには、Ｃｏ含有量を３原子％以上、２０原
子％以下、Ｎｉ含有量を３原子％以上、３０原子％以下
にすることが好ましいことがわかる。また表４から明ら
かなように、実施例３３〜３６の金属ガラス合金は、い
ずれもΔＴxが６８Ｋであり、６０Ｋを越えていること
が判る。
1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚｒ10Ｂ20なる組成の全ての
範囲においてΔＴxの値は２５Ｋを超えている。また、
図２１からわかるようにＴgの値に関し、Ｃｏを７原子
％程度から５０原子％程度の範囲で増加させることでＴ
gが単調に増加することも明らかになった。一方、ΔＴx
に関し、図２２に示すようにＦｅを多く含む組成系にお
いて大きな値になっていることがわかり、ΔＴxを６０
Ｋ以上にするには、Ｃｏ含有量を３原子％以上、２０原
子％以下、Ｎｉ含有量を３原子％以上、３０原子％以下
にすることが好ましいことがわかる。また表４から明ら
かなように、実施例３３〜３６の金属ガラス合金は、い
ずれもΔＴxが６８Ｋであり、６０Ｋを越えていること
が判る。
【０１５５】なお、（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）70Ｚ
ｒ10Ｂ20なる組成式においてＣｏ含有量を３原子％以上
にするには、（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）を７０原子
％とするので、Ｃｏの組成比ａ3が０.０４２以上、Ｃｏ
含有量を２０原子％以下にするには、Ｃｏの組成比ａ3
が０.２９以下となる。また、同様にＮｉ含有量を３原
子％以上にするにはＮｉの組成比ｂ3が０.０４２以上、
３０原子％以下にするには、Ｎｉの組成比ｂ3が０.４３
以下となる。
ｒ10Ｂ20なる組成式においてＣｏ含有量を３原子％以上
にするには、（Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）を７０原子
％とするので、Ｃｏの組成比ａ3が０.０４２以上、Ｃｏ
含有量を２０原子％以下にするには、Ｃｏの組成比ａ3
が０.２９以下となる。また、同様にＮｉ含有量を３原
子％以上にするにはＮｉの組成比ｂ3が０.０４２以上、
３０原子％以下にするには、Ｎｉの組成比ｂ3が０.４３
以下となる。
【０１５６】このように、上記組成の金属ガラス合金
は、非晶質相を主相とするとともに結晶化温度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、この系の組成の合金が高い
アモルファス形成能と高い熱的安定性を有することがわ
かる。
は、非晶質相を主相とするとともに結晶化温度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、この系の組成の合金が高い
アモルファス形成能と高い熱的安定性を有することがわ
かる。
【０１５７】以上、実験例１〜実験例４の結果より、本
発明に係る金属ガラス合金は、いずれも非晶質相を主相
とする組織からなり、２０Ｋ以上、組成によっては６０
Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有することが分
かる。
発明に係る金属ガラス合金は、いずれも非晶質相を主相
とする組織からなり、２０Ｋ以上、組成によっては６０
Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有することが分
かる。
【０１５８】（実験例５：金属ガラス合金の磁気特性）
実験例１とほぼ同様にして、種々の組成の金属ガラス合
金薄帯を得た。次にこれらの薄帯を、ローターミルを用
いて大気中で粉砕し、４５〜１５０μｍの範囲の粒径の
ものをふるいで分級し、これらを実施例３８〜４１の金
属ガラス合金の粉末とした。
実験例１とほぼ同様にして、種々の組成の金属ガラス合
金薄帯を得た。次にこれらの薄帯を、ローターミルを用
いて大気中で粉砕し、４５〜１５０μｍの範囲の粒径の
ものをふるいで分級し、これらを実施例３８〜４１の金
属ガラス合金の粉末とした。
【０１５９】また、Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-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、種々の組成のインゴットを作製
した。次に溶湯るつぼ及びチャンバを主体として構成さ
れる高圧ガス噴霧装置を用意し、前記のインゴットをこ
の高圧ガス噴霧装置の溶湯るつぼ内に入れて溶解し、溶
湯るつぼ先端の溶湯ノズルからチャンバに向けて、るつ
ぼ内の合金溶湯を高圧アルゴンガスと共に噴射して霧状
にし、チャンバ内でこの霧状の合金溶湯を急冷させるこ
とにより、粒径が１〜１５０μｍの範囲の金属ガラス合
金粉末を得た。これを実施例４２の金属ガラス合金の粉
末とした。
ｅ-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、種々の組成のインゴットを作製
した。次に溶湯るつぼ及びチャンバを主体として構成さ
れる高圧ガス噴霧装置を用意し、前記のインゴットをこ
の高圧ガス噴霧装置の溶湯るつぼ内に入れて溶解し、溶
湯るつぼ先端の溶湯ノズルからチャンバに向けて、るつ
ぼ内の合金溶湯を高圧アルゴンガスと共に噴射して霧状
にし、チャンバ内でこの霧状の合金溶湯を急冷させるこ
とにより、粒径が１〜１５０μｍの範囲の金属ガラス合
金粉末を得た。これを実施例４２の金属ガラス合金の粉
末とした。
【０１６０】実施例３８〜４１の金属ガラス合金粉末９
７重量部に対し、絶縁材としてステアリン酸カルシウム
１重量部と水ガラス２重量部とを混合して混合物とし
た。この混合物を大気中２００℃で１時間乾燥して解砕
した。この混合物をＷＣ製の金型に充填した後、放電プ
ラズマ焼結装置を用い、６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲
気中で、混合物を成形圧力Ｐs６００ＭＰａまたは１５
００ＭＰａまで加圧するとともに、通電装置からパルス
電流を通電して混合物を室温（２９８Ｋ（２５℃））か
ら３７３Ｋ（１００℃）、４７３Ｋ（２００℃）または
５７３Ｋ（３００℃）の成形温度Ｔsまで加熱した。そ
して、混合物に前記の成形圧力Ｐsを印加したままで前
記の成形温度Ｔsを約８分間保持することにより圧縮成
形を行った。そして、昇温速度５Ｋ／分で６７３Ｋまた
は７０３Ｋの熱処理温度まで加熱して６０分間熱処理す
ることにより、実施例３８〜４１の磁心を製造した。こ
れらの磁心の形状は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２
ｍｍの円環状であった。
７重量部に対し、絶縁材としてステアリン酸カルシウム
１重量部と水ガラス２重量部とを混合して混合物とし
た。この混合物を大気中２００℃で１時間乾燥して解砕
した。この混合物をＷＣ製の金型に充填した後、放電プ
ラズマ焼結装置を用い、６．６×１０-3Ｐａの減圧雰囲
気中で、混合物を成形圧力Ｐs６００ＭＰａまたは１５
００ＭＰａまで加圧するとともに、通電装置からパルス
電流を通電して混合物を室温（２９８Ｋ（２５℃））か
ら３７３Ｋ（１００℃）、４７３Ｋ（２００℃）または
５７３Ｋ（３００℃）の成形温度Ｔsまで加熱した。そ
して、混合物に前記の成形圧力Ｐsを印加したままで前
記の成形温度Ｔsを約８分間保持することにより圧縮成
形を行った。そして、昇温速度５Ｋ／分で６７３Ｋまた
は７０３Ｋの熱処理温度まで加熱して６０分間熱処理す
ることにより、実施例３８〜４１の磁心を製造した。こ
れらの磁心の形状は外径１２ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ２
ｍｍの円環状であった。
【０１６１】また、実施例４２の金属ガラス合金粉末９
８重量部に２重量部のシリコーンエラストマーを混合し
て混合物とし、この混合物に対して、成形圧力Ｐsを１
５００ＭＰａ、成形温度Ｔsを室温（２９８Ｋ（２５
℃））、昇温速度４０Ｋ／分で（６８３Ｋ（４１０
℃））まで加熱して６０分間熱処理する条件としたこと
以外は上記実施例３８〜４１と同様にして、実施例４２
の磁心を製造した。この磁心の形状は外径１２ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
８重量部に２重量部のシリコーンエラストマーを混合し
て混合物とし、この混合物に対して、成形圧力Ｐsを１
５００ＭＰａ、成形温度Ｔsを室温（２９８Ｋ（２５
℃））、昇温速度４０Ｋ／分で（６８３Ｋ（４１０
℃））まで加熱して６０分間熱処理する条件としたこと
以外は上記実施例３８〜４１と同様にして、実施例４２
の磁心を製造した。この磁心の形状は外径１２ｍｍ、内
径６ｍｍ、厚さ２ｍｍの円環状であった。
【０１６２】表５に、実施例３８〜４２の圧粉磁心の合
金組成及び製造条件を示す。また表６に、実施例４２の
圧粉磁心に使用した金属ガラス合金のガラス遷移温度Ｔ
g、結晶化開始温度Ｔx及び過冷却液体の温度間隔ΔＴx
を示す。測定はＤＳＣで行い、昇温速度は０．６７Ｋ／
秒であった。また、これらの圧粉磁心について、振幅透
磁率の変化率（Δμ’）とコアロス（Ｗ）を測定した。
図２３及び図２４には、２００Ａ／ｍの磁界における振
幅透磁率を基準としたときの振幅透磁率の変化率（Δ
μ’）と磁界との関係を示す。また図２５及び図２６に
は、コアロス（Ｗ）の周波数特性を示す。コアロス
（Ｗ）は磁束密度Ｂｍ０．１Ｔの条件で測定した。
金組成及び製造条件を示す。また表６に、実施例４２の
圧粉磁心に使用した金属ガラス合金のガラス遷移温度Ｔ
g、結晶化開始温度Ｔx及び過冷却液体の温度間隔ΔＴx
を示す。測定はＤＳＣで行い、昇温速度は０．６７Ｋ／
秒であった。また、これらの圧粉磁心について、振幅透
磁率の変化率（Δμ’）とコアロス（Ｗ）を測定した。
図２３及び図２４には、２００Ａ／ｍの磁界における振
幅透磁率を基準としたときの振幅透磁率の変化率（Δ
μ’）と磁界との関係を示す。また図２５及び図２６に
は、コアロス（Ｗ）の周波数特性を示す。コアロス
（Ｗ）は磁束密度Ｂｍ０．１Ｔの条件で測定した。
【０１６３】また、比較例１として、カーボニル鉄圧粉
磁心の振幅透磁率の変化率（Δμ’）とコアロスを測定
した。結果を図２３〜図２６に併せて示す。
磁心の振幅透磁率の変化率（Δμ’）とコアロスを測定
した。結果を図２３〜図２６に併せて示す。
【０１６４】
【表５】
【０１６５】
【表６】
【０１６６】まず、表６に示すように、ＦｅＡｌＰＣＢ
Ｓｉからなる実施例４２の合金は、Ｔgが４９７Ｋ、Ｔx
が５３５Ｋ、ΔＴxが３８Ｋを示しており、金属ガラス
合金であることがわかる。次に図２３に示すように、実
施例３８〜４１の磁心はいずれも、２０００Ａ／ｍの磁
界における変化率（Δμ’）が−５％程度であり、これ
は±１０％の範囲内であり、振幅透磁率が磁界変化に対
してほぼ一定であることがわかる。また図２４に示すよ
うに、実施例４２の磁心は、２０００Ａ／ｍの磁界にお
ける変化率（Δμ’）が−１％程度であり、磁界変化に
対する振幅透磁率の変化が極めて安定であることがわか
る。一方、比較例１の磁心は、２０００Ａ／ｍの磁界に
おける変化率（Δμ’）が＋１０％を越えており、振幅
透磁率が磁界変化に対して大きく変化していることがわ
かる。
Ｓｉからなる実施例４２の合金は、Ｔgが４９７Ｋ、Ｔx
が５３５Ｋ、ΔＴxが３８Ｋを示しており、金属ガラス
合金であることがわかる。次に図２３に示すように、実
施例３８〜４１の磁心はいずれも、２０００Ａ／ｍの磁
界における変化率（Δμ’）が−５％程度であり、これ
は±１０％の範囲内であり、振幅透磁率が磁界変化に対
してほぼ一定であることがわかる。また図２４に示すよ
うに、実施例４２の磁心は、２０００Ａ／ｍの磁界にお
ける変化率（Δμ’）が−１％程度であり、磁界変化に
対する振幅透磁率の変化が極めて安定であることがわか
る。一方、比較例１の磁心は、２０００Ａ／ｍの磁界に
おける変化率（Δμ’）が＋１０％を越えており、振幅
透磁率が磁界変化に対して大きく変化していることがわ
かる。
【０１６７】次に図２５に示すように、実施例３８〜４
１の磁心は、周波数１０ｋＨｚにおいて３〜２５ｋＷｍ
-3程度の比較的小さなコアロスを示しており、特に実施
例３８の磁心は、１０ｋＨｚにおいて３ｋＷｍ-3という
極めて低いコアロスを示している。また、周波数１００
ｋＨｚでは、実施例３８〜４１のいずれの磁心も５００
〜８００ｋＷｍ-3程度のコアロス（Ｗ）を示している。
また図２６に示すように、実施例４２の磁心は、周波数
２０ｋＨｚにおいて９ｋＷｍ-3程度のコアロスを示して
おり、周波数１００ｋＨｚにおいて約３００ｋＷｍ-3程
度、２００ｋＨｚにおいて約５８０ｋＷｍ-3程度のコア
ロス（Ｗ）を示している。一方、比較例１の磁心のコア
ロス（Ｗ）は、周波数１０ｋＨｚで２５０ｋＷｍ -3、周
波数１００ｋＨｚで２０００ｋＷｍ-3であり、実施例３
８〜４１もしくは実施例４２と比較してコアロス（Ｗ）
がかなり高くなっている。
１の磁心は、周波数１０ｋＨｚにおいて３〜２５ｋＷｍ
-3程度の比較的小さなコアロスを示しており、特に実施
例３８の磁心は、１０ｋＨｚにおいて３ｋＷｍ-3という
極めて低いコアロスを示している。また、周波数１００
ｋＨｚでは、実施例３８〜４１のいずれの磁心も５００
〜８００ｋＷｍ-3程度のコアロス（Ｗ）を示している。
また図２６に示すように、実施例４２の磁心は、周波数
２０ｋＨｚにおいて９ｋＷｍ-3程度のコアロスを示して
おり、周波数１００ｋＨｚにおいて約３００ｋＷｍ-3程
度、２００ｋＨｚにおいて約５８０ｋＷｍ-3程度のコア
ロス（Ｗ）を示している。一方、比較例１の磁心のコア
ロス（Ｗ）は、周波数１０ｋＨｚで２５０ｋＷｍ -3、周
波数１００ｋＨｚで２０００ｋＷｍ-3であり、実施例３
８〜４１もしくは実施例４２と比較してコアロス（Ｗ）
がかなり高くなっている。
【０１６８】従って、本発明に係る金属ガラス合金から
なる磁心は、従来のカーボニル鉄圧粉磁心よりもコアロ
スが小さく、振幅透磁率が磁界変化に対して一定である
ことが分かる。従って本発明に係る磁心を、フィルタの
磁心として用いた場合は、損失が小さく、発熱量が小さ
く、かつ平滑化後の波形の歪みが少ないフィルタを構成
することができる。
なる磁心は、従来のカーボニル鉄圧粉磁心よりもコアロ
スが小さく、振幅透磁率が磁界変化に対して一定である
ことが分かる。従って本発明に係る磁心を、フィルタの
磁心として用いた場合は、損失が小さく、発熱量が小さ
く、かつ平滑化後の波形の歪みが少ないフィルタを構成
することができる。
【０１６９】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
フィルタは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイルか
らなるインダクタを具備してなり、前記磁心が、過冷却
液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金の粉末と
絶縁材とが混合されて成形されてなるものであり、この
金属ガラス合金は結晶化温度よりも十分低い温度の熱処
理により磁心の内部応力を緩和あるいは除去できるの
で、コアロスが低く、振幅透磁率が磁界変化に対してほ
ぼ一定である磁心を構成することができ、フィルタの損
失を小さくして発熱を小さくし、かつ波形の歪みを小さ
くできる。
フィルタは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイルか
らなるインダクタを具備してなり、前記磁心が、過冷却
液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金の粉末と
絶縁材とが混合されて成形されてなるものであり、この
金属ガラス合金は結晶化温度よりも十分低い温度の熱処
理により磁心の内部応力を緩和あるいは除去できるの
で、コアロスが低く、振幅透磁率が磁界変化に対してほ
ぼ一定である磁心を構成することができ、フィルタの損
失を小さくして発熱を小さくし、かつ波形の歪みを小さ
くできる。
【０１７０】また、比抵抗が１．５μΩ・ｍ以上の金属
ガラス合金を用いているので、高周波における金属ガラ
ス合金粒子内の渦電流損失が低減され、よりコアロスが
低い磁心を構成することができ、フィルタの損失をより
小さくできる。また、絶縁材によって磁心全体の比抵抗
を高くすることができ、渦電流損失をより低減して磁心
のコアロスをさらに低くすることが可能になるととも
に、高周波数帯域での透磁率の低下を抑制することが可
能になり、フィルタの高周波特性を向上できる。
ガラス合金を用いているので、高周波における金属ガラ
ス合金粒子内の渦電流損失が低減され、よりコアロスが
低い磁心を構成することができ、フィルタの損失をより
小さくできる。また、絶縁材によって磁心全体の比抵抗
を高くすることができ、渦電流損失をより低減して磁心
のコアロスをさらに低くすることが可能になるととも
に、高周波数帯域での透磁率の低下を抑制することが可
能になり、フィルタの高周波特性を向上できる。
【０１７１】また、２００Ａ／ｍの磁界における振幅透
磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における
前記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であるの
で、フィルタの出力波形が歪むことがなく、このフィル
タをパルス幅変調増幅器の平滑回路として好適に用いる
ことができる。また、前記磁心の１００ｋＨｚにおける
透磁率が５０以上２００以下であるので、コイルの巻回
数を少なくしてインダクタを小型化でき、フィルタを小
型化できる。
磁率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における
前記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であるの
で、フィルタの出力波形が歪むことがなく、このフィル
タをパルス幅変調増幅器の平滑回路として好適に用いる
ことができる。また、前記磁心の１００ｋＨｚにおける
透磁率が５０以上２００以下であるので、コイルの巻回
数を少なくしてインダクタを小型化でき、フィルタを小
型化できる。
【０１７２】また、本発明に係るフィルタの磁心は、所
定の組成の金属ガラス合金からなり、従来のカーボニル
鉄圧粉磁心よりもコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界
変化に対して一定であるので、フィルタの損失をより小
さくして発熱量を低減し、かつ平滑化後の波形の歪みを
より小さくできる。
定の組成の金属ガラス合金からなり、従来のカーボニル
鉄圧粉磁心よりもコアロスが小さく、振幅透磁率が磁界
変化に対して一定であるので、フィルタの損失をより小
さくして発熱量を低減し、かつ平滑化後の波形の歪みを
より小さくできる。
【０１７３】また、本発明の増幅装置は、パルス電流を
出力する増幅器と、該増幅器の出力側に接続されて前記
パルス電流を平滑化するフィルタとからなり、前記フィ
ルタは、コンデンサと、前記の磁心に巻回されたコイル
からなるインダクタとを具備してなるので、低損失で発
熱が小さく、波形歪みの小さな増幅装置を構成すること
ができる。
出力する増幅器と、該増幅器の出力側に接続されて前記
パルス電流を平滑化するフィルタとからなり、前記フィ
ルタは、コンデンサと、前記の磁心に巻回されたコイル
からなるインダクタとを具備してなるので、低損失で発
熱が小さく、波形歪みの小さな増幅装置を構成すること
ができる。
【図１】 本発明の実施形態であるフィルタに用いら
れるインダクタの一例を示す斜視図である。
れるインダクタの一例を示す斜視図である。
【図２】 本発明の実施形態である増幅装置の回路図で
ある。
ある。
【図３】 図２に示す増幅装置の入力電流の波形を示す
図である。
図である。
【図４】 図２に示す本発明の増幅装置に備えられたフ
ィルタの入力電流の波形を示す図である。
ィルタの入力電流の波形を示す図である。
【図５】 図２に示す増幅装置の出力電流の波形を示す
図である。
図である。
【図６】 Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3な
る組成の実施例１の金属ガラス合金の粉末のＸ線回折結
果を示す図である。
る組成の実施例１の金属ガラス合金の粉末のＸ線回折結
果を示す図である。
【図７】 実施例１の金属ガラス合金の粉末のＤＳＣ曲
線を示す図である。
線を示す図である。
【図８】 Ｆｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）v1Ｃz1Ｂw1
なる組成の実施例２〜１５の金属ガラス合金薄帯のＸ線
回折測定の結果を示す図である。
なる組成の実施例２〜１５の金属ガラス合金薄帯のＸ線
回折測定の結果を示す図である。
【図９】 実施例５及び実施例１５の金属ガラス合金薄
帯のＤＳＣ曲線を示す図である。
帯のＤＳＣ曲線を示す図である。
【図１０】 実施例２〜１５の金属ガラス合金薄帯のガ
ラス遷移温度Ｔgの組成依存性を示す図である。
ラス遷移温度Ｔgの組成依存性を示す図である。
【図１１】 実施例２〜１５の金属ガラス合金薄帯の結
晶化開始温度Ｔxの組成依存性を示す図である。
晶化開始温度Ｔxの組成依存性を示す図である。
【図１２】 実施例２〜１５の金属ガラス合金薄帯の過
冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性を示す図であ
る。
冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性を示す図であ
る。
【図１３】 実施例１６〜２３の金属ガラス合金薄帯の
Ｘ線回折測定の結果を示す図である。
Ｘ線回折測定の結果を示す図である。
【図１４】 実施例２４〜３２金属ガラス合金薄帯のＸ
線回折測定の結果を示す図である。
線回折測定の結果を示す図である。
【図１５】 実施例２９の金属ガラス合金薄帯のＤＳＣ
曲線を示す図である。
曲線を示す図である。
【図１６】 実施例１６〜３２の金属ガラス合金薄帯の
ガラス遷移温度Ｔgの組成依存性を示す図である。
ガラス遷移温度Ｔgの組成依存性を示す図である。
【図１７】 実施例１６〜３２の金属ガラス合金薄帯の
結晶化開始温度Ｔxの組成依存性を示す図である。
結晶化開始温度Ｔxの組成依存性を示す図である。
【図１８】 実施例１６〜３２の金属ガラス合金薄帯の
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性を示す図であ
る。
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性を示す図であ
る。
【図１９】 Ｆｅ56Ｃｏ7Ｎｉ7Ｈｆ8Ｎｂ2Ｂ20なる組成
の実施例３７の金属ガラス合金粉末のＸ線回折測定の結
果を示す図である。
の実施例３７の金属ガラス合金粉末のＸ線回折測定の結
果を示す図である。
【図２０】 実施例３７の金属ガラス合金粉末のＤＳＣ
曲線を示す図である。
曲線を示す図である。
【図２１】 実施例３３〜３６の金属ガラス合金薄帯の
ガラス遷移温度Ｔgの組成依存性を示す図である。
ガラス遷移温度Ｔgの組成依存性を示す図である。
【図２２】 実施例３３〜３６の金属ガラス合金薄帯の
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性を示す図であ
る。
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性を示す図であ
る。
【図２３】 実施例３８〜４１及び比較例１の圧粉磁心
の振幅透磁率の変化率（Δμ’）の磁界依存性を示す図
である。
の振幅透磁率の変化率（Δμ’）の磁界依存性を示す図
である。
【図２４】 実施例４２の圧粉磁心の振幅透磁率の変化
率（Δμ’）の磁界依存性を示す図である。
率（Δμ’）の磁界依存性を示す図である。
【図２５】 実施例３８〜４１及び比較例１の圧粉磁心
のコアロス（Ｗ）の周波数依存性を示す図である。
のコアロス（Ｗ）の周波数依存性を示す図である。
【図２６】 実施例４２及び比較例１の圧粉磁心のコア
ロス（Ｗ）の周波数依存性を示す図である。
ロス（Ｗ）の周波数依存性を示す図である。
１ インダクタ ２ 磁心（圧粉磁心） ３ コイル ４ 増幅装置 ５ 増幅器 ６ フィルタ ７ コンデンサ
Claims (21)
- 【請求項１】 コンデンサと、磁心に巻回されたコイル
からなるインダクタとを具備してなるフィルタであり、
前記磁心は、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以上であって非晶
質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末
と、絶縁材とが混合され、成形されてなる圧粉磁心であ
ることを特徴とするフィルタ。 - 【請求項２】 ２００Ａ／ｍの磁界における振幅透磁率
を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における前記
磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であり、かつ
前記磁心の１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上２０
０以下であることを特徴とする請求項１に記載のフィル
タ。 - 【請求項３】 前記フィルタがローパスフィルタである
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のフィ
ルタ。 - 【請求項４】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする請求項１ないし請求項３
のいずれかに記載のフィルタ。 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５】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成で表されることを特徴とする請求項１ないし請求項３
のいずれかに記載のフィルタ。ただし、元素ＬはＴｉ、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素であ
り、元素ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上の元
素であり、元素ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種以上
の元素である。 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 元素Ｌ： ０〜４原子％ 元素Ｍ： ０〜８原子％ 元素Ｅ： ０〜８原子％ Ｆｅ： 残部 - 【請求項６】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成式で表されることを特徴とする請求項１ないし請求項
３のいずれかに記載のフィルタ。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。 - 【請求項７】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成式で表されることを特徴とする請求項１ないし請求項
３のいずれかに記載のフィルタ。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。 - 【請求項８】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成式で表されることを特徴とする請求項１ないし請求項
３のいずれかに記載のフィルタ。 （Ｆｅ1-a2Ｔa2）100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2（Ｐ1-b2Ｓｉ
b2）v2Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。 - 【請求項９】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の組
成式で表されることを特徴とする請求項１ないし請求項
３のいずれかに記載のフィルタ。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。 - 【請求項１０】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする請求項１ないし請求
項３のいずれかに記載のフィルタ。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 但し、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。 - 【請求項１１】 パルス電流を出力する増幅器と、該増
幅器の出力側に接続されて前記パルス電流を平滑化する
フィルタとからなり、 前記フィルタは、コンデンサと、磁心に巻回されたコイ
ルからなるインダクタとを具備してなり、 前記磁心は、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以上であって非晶
質相を主相とする組織からなる金属ガラス合金の粉末
と、絶縁材とが混合され、成形されてなる圧粉磁心であ
ることを特徴とする増幅装置。 - 【請求項１２】 ２００Ａ／ｍの磁界における振幅透磁
率を基準としたときの２０００Ａ／ｍの磁界における前
記磁心の振幅透磁率の変化率が±１０％以内であり、か
つ前記磁心の１００ｋＨｚにおける透磁率が５０以上２
００以下であることを特徴とする請求項１１に記載の増
幅装置。 - 【請求項１３】 前記フィルタがローパスフィルタであ
ることを特徴とする請求項１１または請求項１２に記載
の増幅装置。 - 【請求項１４】 前記増幅器がパルス幅変調増幅器であ
ることを特徴とする請求項１１ないし請求項１３にいず
れかに記載の増幅装置。 - 【請求項１５】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成で表されることを特徴とする請求項１１ないし請求
項１４のいずれかに記載の増幅装置。 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１６】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成で表されることを特徴とする請求項１１ないし請求
項１４のいずれかに記載の増幅装置。ただし、元素Ｌは
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以上の元素
であり、元素ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種以上
の元素であり、元素ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素である。 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 元素Ｌ： ０〜４原子％ 元素Ｍ： ０〜８原子％ 元素Ｅ： ０〜８原子％ Ｆｅ： 残部 - 【請求項１７】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする請求項１１ないし請
求項１４のいずれかに記載の増幅装置。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1 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ａ1、ｂ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０
≦ａ1≦０．１５、０＜ｂ1≦０．８、ｘ1≦２０原子
％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、１
原子％≦ｗ1≦２０原子％である。 - 【請求項１８】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする請求項１１ないし請
求項１４のいずれかに記載の増幅装置。 (Ｆｅ1-a1Ｔa1)100-x1-v1-z1-w1Ｇａx1(Ｐ1-b1Ｓｉb1)
v1Ｃz1Ｂw1Ｌd1Ｍe1Ｅf1 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ1、ｂ1、ｄ1、ｅ1、
ｆ1、ｘ1、ｖ1、ｚ1、ｗ1は、０≦ａ1≦０．１５、０＜
ｂ1≦０．８、０原子％≦ｄ1≦４原子％、０原子％≦ｅ
1≦８原子％、０原子％≦ｆ1≦８原子％、ｘ1≦２０原
子％、ｖ1≦２２原子％、０原子％≦ｚ1≦１０原子％、
１原子％≦ｗ1≦２０原子％である。 - 【請求項１９】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする請求項１１ないし請
求項１４のいずれかに記載の増幅装置。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2 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ａ2、ｂ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０
≦ａ2≦０．１５、０＜ｂ2≦０．８、０原子％＜ｘ2≦
２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％＜
ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％である。 - 【請求項２０】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする請求項１１ないし請
求項１４のいずれかに記載の増幅装置。 (Ｆｅ1-a2Ｔa2)100-x2-v2-z2-w2Ａｌx2(Ｐ1-b2Ｓｉb)v2
Ｃz2Ｂw2Ｌd2Ｍe2Ｅf2 ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、ＬはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａのうちの一種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗのうちの一種
以上の元素であり、ＥはＰｄ、Ｐｔ、Ａｕのうちの一種
以上の元素であり、組成比を示すａ2、ｂ2、ｄ2、ｅ2、
ｆ2、ｘ2、ｖ2、ｚ2、ｗ2は、０≦ａ2≦０．１５、０＜
ｂ2≦０．８、０原子％≦ｄ2≦４原子％、０原子％≦ｅ
2≦８原子％、０原子％≦ｆ2≦８原子％、０原子％＜ｘ
2≦２０原子％、０原子％＜ｖ2≦２２原子％、０原子％
＜ｚ2≦１２原子％、０原子％＜ｗ2≦１６原子％であ
る。 - 【請求項２１】 前記金属ガラス合金の組成が、下記の
組成式で表されることを特徴とする請求項１１ないし請
求項１４のいずれかに記載の増幅装置。 （Ｆｅ1-a3-b3Ｃｏa3Ｎｉb3）100-x3-y3Ｍx3Ｂy3 但し、組成比を示すａ3、ｂ3、ｘ3、ｙ3は、０≦ａ3≦
０.２９、０≦ｂ3≦０.４３、５原子％≦x3≦２０原子
％、１０原子％≦y3≦２２原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。
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| US11371108B2 (en) | 2019-02-14 | 2022-06-28 | Glassimetal Technology, Inc. | Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability |
-
2001
- 2001-03-19 JP JP2001079544A patent/JP2001338808A/ja active Pending
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