JP2002194514A - 軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金 - Google Patents
軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｂ−Ｓｉ金属
ガラスは、ガラス形成能が低いため、厚さ１ｍｍ以上の
金属ガラス塊の作製が不可能で、実用性に限界がある。
バルク金属ガラスが得られる軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ
−Ｎｉ基金属ガラスの開発は金属ガラス製品の応用分野
を大きく拡張する鍵となっている。 【構成】 式 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-y-zＳｉ
y Ｂzまたは（Ｆｅ1-a-bＣｏa Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx
Ｓｉy Ｂzで表されることを特徴とするガラス形成能が
高い軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合
金。ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．
５，０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，０原子％＜ｙ≦１０原
子％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％、Ｍは、Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１
種または２種以上の元素であり、０原子％＜ｘ≦５原子
％である。
ガラスは、ガラス形成能が低いため、厚さ１ｍｍ以上の
金属ガラス塊の作製が不可能で、実用性に限界がある。
バルク金属ガラスが得られる軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ
−Ｎｉ基金属ガラスの開発は金属ガラス製品の応用分野
を大きく拡張する鍵となっている。 【構成】 式 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-y-zＳｉ
y Ｂzまたは（Ｆｅ1-a-bＣｏa Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx
Ｓｉy Ｂzで表されることを特徴とするガラス形成能が
高い軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合
金。ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．
５，０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，０原子％＜ｙ≦１０原
子％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％、Ｍは、Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１
種または２種以上の元素であり、０原子％＜ｘ≦５原子
％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ガラス形成能が高
い軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金に
関する。
い軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金に
関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、金属ガラスと言えば、１９６０年
代において最初に製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ系の金属ガラ
ス、１９７０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ）−Ｐ−Ｂ系合金、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｓｉ−Ｂ
系合金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ）−（Ζｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）系合金、（Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ）−（Ζｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ系合金が知られ
ている。
代において最初に製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ系の金属ガラ
ス、１９７０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ）−Ｐ−Ｂ系合金、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｓｉ−Ｂ
系合金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ）−（Ζｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）系合金、（Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ）−（Ζｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ系合金が知られ
ている。
【０００３】これらの合金は、いずれも、１０4 Ｋ／ｓ
以上の冷却速度で急冷凝固する必要があり、得られた材
料の厚さは２００μｍ以下の薄帯であった。また、高ガ
ラス形成能を示す合金系とし、１９８８年〜１９９９年
にかけて、Ｌｎ−Ａｌ−ＴＭ、Ｍｇ−Ｌｎ−ＴＭ、Ζｒ
−Ａｌ一ＴＭ、Ｐｄ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ、（Ｆｅ，Ｃｏ，
Ｎｉ）−（Ζｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ（ただし、Ｌｎは希
土類元素、ＴＭは遷移金属である。）系などの組成のも
のが発見された。これらの合金系では、厚さ１ｍｍ以上
の金属ガラス塊が作製できる。
以上の冷却速度で急冷凝固する必要があり、得られた材
料の厚さは２００μｍ以下の薄帯であった。また、高ガ
ラス形成能を示す合金系とし、１９８８年〜１９９９年
にかけて、Ｌｎ−Ａｌ−ＴＭ、Ｍｇ−Ｌｎ−ＴＭ、Ζｒ
−Ａｌ一ＴＭ、Ｐｄ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ、（Ｆｅ，Ｃｏ，
Ｎｉ）−（Ζｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ（ただし、Ｌｎは希
土類元素、ＴＭは遷移金属である。）系などの組成のも
のが発見された。これらの合金系では、厚さ１ｍｍ以上
の金属ガラス塊が作製できる。
【０００４】本発明者らは、先に（Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎ
ｉb ）100-x-y Ｍx Ｂy 系組成（ただし、０≦ａ≦０．
２９，０≦ｂ≦０．４３，５原子％≦ｘ≦２０原子％、
１０原子％≦ｙ≦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種以上の元素である）の軟磁性金属ガラス合金
を発明し、特許出願した（特開平１１−１３１１９９号
公報）。この合金において、Ｍは、アモルファスを生成
させるために有効な元素であり５原子％以上２０原子％
以下が好ましい。
ｉb ）100-x-y Ｍx Ｂy 系組成（ただし、０≦ａ≦０．
２９，０≦ｂ≦０．４３，５原子％≦ｘ≦２０原子％、
１０原子％≦ｙ≦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種以上の元素である）の軟磁性金属ガラス合金
を発明し、特許出願した（特開平１１−１３１１９９号
公報）。この合金において、Ｍは、アモルファスを生成
させるために有効な元素であり５原子％以上２０原子％
以下が好ましい。
【０００５】また、Ｔ100-x-y Ｍx Ｂy 系組成（ただ
し、４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３
原子％であり、Ｔは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種又
は２種以上の元素、Ｍは、Ζr，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍ
ｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種又は２種以上の元
素である）の高周波用高透磁率金属ガラス合金を発明
し、特許出願した（特開２０００−２０４４５２号公
報）。この合金において、Ｂはアモルファスを生成させ
るために有効な元素であり２２原子％以上３３原子％以
下が好ましい。
し、４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３
原子％であり、Ｔは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのうちの１種又
は２種以上の元素、Ｍは、Ζr，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍ
ｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種又は２種以上の元
素である）の高周波用高透磁率金属ガラス合金を発明
し、特許出願した（特開２０００−２０４４５２号公
報）。この合金において、Ｂはアモルファスを生成させ
るために有効な元素であり２２原子％以上３３原子％以
下が好ましい。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従来の（Ｆｅ，Ｃｏ，
Ｎｉ）−Ｂ−Ｓｉ金属ガラスは、実用性の観点からみる
と重要な合金系であるが、ガラス形成能が低いため、現
実的には、厚さ１ｍｍ以上の金属ガラス塊の作製が不可
能で、実用性に限界がある。よって、急冷凝固を必要と
しない徐冷凝固によってもバルク金属ガラスが得られる
軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラスの開発は
金属ガラス製品の応用分野を大きく拡張する鍵となって
いる。
Ｎｉ）−Ｂ−Ｓｉ金属ガラスは、実用性の観点からみる
と重要な合金系であるが、ガラス形成能が低いため、現
実的には、厚さ１ｍｍ以上の金属ガラス塊の作製が不可
能で、実用性に限界がある。よって、急冷凝固を必要と
しない徐冷凝固によってもバルク金属ガラスが得られる
軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラスの開発は
金属ガラス製品の応用分野を大きく拡張する鍵となって
いる。
【０００７】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者らは、
上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成
について探索した結果、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｂ−Ｓｉ系
合金において、明瞭なガラス遷移と広い過冷却液体域を
示し、ガラス形成能がより高い軟磁性、高強度の金属ガ
ラス組成を見出し、本発明を完成するに至った。
上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成
について探索した結果、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｂ−Ｓｉ系
合金において、明瞭なガラス遷移と広い過冷却液体域を
示し、ガラス形成能がより高い軟磁性、高強度の金属ガ
ラス組成を見出し、本発明を完成するに至った。
【０００８】すなわち、本発明は、下記の組成式で表さ
れることを特徴とするガラス形成能が高い軟磁性、高強
度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金である。
れることを特徴とするガラス形成能が高い軟磁性、高強
度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金である。
【０００９】 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-y-zＳｉy Ｂz ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．５，
０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，０原子％＜ｙ≦１０原子
％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％である。
０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，０原子％＜ｙ≦１０原子
％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％である。
【００１０】また、本発明は、下記の組成式で表される
ことを特徴とするガラス形成能が高い軟磁性、高強度Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金である。 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx Ｓｉy Ｂz ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．５，
０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種または２
種以上の元素であり、０原子％＜ｘ≦５原子％、０原子
％＜ｙ≦１０原子％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％であ
る。
ことを特徴とするガラス形成能が高い軟磁性、高強度Ｆ
ｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金である。 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx Ｓｉy Ｂz ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．５，
０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種または２
種以上の元素であり、０原子％＜ｘ≦５原子％、０原子
％＜ｙ≦１０原子％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％であ
る。
【００１１】上記の合金組成において、単ロール液体急
冷法により作製した厚さ０．２ｍｍ以上の薄帯金属ガラ
スのΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは、結晶化開始
温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液
体領域の温度間隔ΔＴｘは３０Ｋ以上で、換算ガラス化
温度Ｔｇ／Ｔｍは０．６０以上である。
冷法により作製した厚さ０．２ｍｍ以上の薄帯金属ガラ
スのΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは、結晶化開始
温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液
体領域の温度間隔ΔＴｘは３０Ｋ以上で、換算ガラス化
温度Ｔｇ／Ｔｍは０．６０以上である。
【００１２】また、この組成を持つ合金を用いて、銅製
鋳型鋳造により作製した金属ガラスは、熱分析を行う
際、顕著なガラス遷移および結晶化による発熱が観察さ
れ、ガラス形成の臨界厚さが１ｍｍであり、銅製鋳型鋳
造法により金属ガラスが作製できる。
鋳型鋳造により作製した金属ガラスは、熱分析を行う
際、顕著なガラス遷移および結晶化による発熱が観察さ
れ、ガラス形成の臨界厚さが１ｍｍであり、銅製鋳型鋳
造法により金属ガラスが作製できる。
【００１３】本発明の上記合金組成において、主成分で
あるＦｅとＣｏとＮｉは、磁性を担う元素であり、高い
飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために重要であ
り、Ｍ元素を含まない場合は７０原子％以上９０原子％
以下、Ｍ元素を含む場合は６５原子％以上９０原子％以
下含有する。また、ＦｅとＣｏとＮｉの割合は、Ｃｏの
原子組成比を示すａの値を０．１≦ａ≦０．４、より好
ましくは、０．１５≦ａ≦０．３、Ｎｉの原子組成比を
示すｂの値を０．１≦ｂ≦０．５、より好ましくは、
０．２５≦ｂ≦０．４の範囲とし、ＣｏとＮｉの合計の
原子組成比が０．３５〜０．９、より好ましくは０．３
５〜０．８０の範囲とする。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの原子サ
イズおよび化学的性質が似ているにも係わらず、ガラス
形成能はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの原子組成比に強い依存性を
示す。これは、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ、Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ、Ｎｉ
−Ｓｉ−Ｂ各３元系の違いから生じるものと考えられ
る。
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
り、Ｍ元素を含まない場合は７０原子％以上９０原子％
以下、Ｍ元素を含む場合は６５原子％以上９０原子％以
下含有する。また、ＦｅとＣｏとＮｉの割合は、Ｃｏの
原子組成比を示すａの値を０．１≦ａ≦０．４、より好
ましくは、０．１５≦ａ≦０．３、Ｎｉの原子組成比を
示すｂの値を０．１≦ｂ≦０．５、より好ましくは、
０．２５≦ｂ≦０．４の範囲とし、ＣｏとＮｉの合計の
原子組成比が０．３５〜０．９、より好ましくは０．３
５〜０．８０の範囲とする。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの原子サ
イズおよび化学的性質が似ているにも係わらず、ガラス
形成能はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの原子組成比に強い依存性を
示す。これは、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ、Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ、Ｎｉ
−Ｓｉ−Ｂ各３元系の違いから生じるものと考えられ
る。
【００１４】本発明の上記合金組成において、Ｂは、高
いアモルファス形成能があり、本発明の合金組成におい
ては、Ｂは、１０原子％以上２０原子％以下の範囲で添
加する。この範囲を外れると、Ｂ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、２０原子％
よりも大きくなるとアモルファスが形成できなくなるた
めに好ましくない。また、Ｓｉは、１０原子％以下、よ
り好ましくは５〜９原子％の含有量でＢと組み合わせる
ことによりガラス形成能をＢ単独の場合よりさらに高く
する作用を有する。１０原子％を超えるとガラス形成能
の低下および飽和磁束密度の低下が生じる。
いアモルファス形成能があり、本発明の合金組成におい
ては、Ｂは、１０原子％以上２０原子％以下の範囲で添
加する。この範囲を外れると、Ｂ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、２０原子％
よりも大きくなるとアモルファスが形成できなくなるた
めに好ましくない。また、Ｓｉは、１０原子％以下、よ
り好ましくは５〜９原子％の含有量でＢと組み合わせる
ことによりガラス形成能をＢ単独の場合よりさらに高く
する作用を有する。１０原子％を超えるとガラス形成能
の低下および飽和磁束密度の低下が生じる。
【００１５】Ｍは、Ζr，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
これらの元素は、結晶化開始温度Ｔｘを高くするととも
に引張強度、ヤング率、硬度などの機械的性質を向上す
るために有効な元素であり、５原子％以下の範囲である
と良い。５原子％を超えるとガラス形成能は低くなる。
Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種又は２種以上の元素であり、
これらの元素は、結晶化開始温度Ｔｘを高くするととも
に引張強度、ヤング率、硬度などの機械的性質を向上す
るために有効な元素であり、５原子％以下の範囲である
と良い。５原子％を超えるとガラス形成能は低くなる。
【００１６】本発明の上記合金組成において、組成域か
らのずれにより、ガラス形成能が劣り、溶湯から凝固過
程にかけて結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が
混在した組織になる。また、この組成範囲から大きく離
れる時、ガラス相が得られず、結晶相となる。
らのずれにより、ガラス形成能が劣り、溶湯から凝固過
程にかけて結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が
混在した組織になる。また、この組成範囲から大きく離
れる時、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【００１７】本発明に係る合金系は、ガラス形成能が高
いため、銅製金型鋳造すると直径1.０ｍｍの金属ガラス
丸棒材が作成できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡
糸法により、直径０．４ｍｍまでの細線、アトマイズ法
により、直径０．６ｍｍまでの粒子の金属ガラスを作製
できる。
いため、銅製金型鋳造すると直径1.０ｍｍの金属ガラス
丸棒材が作成できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡
糸法により、直径０．４ｍｍまでの細線、アトマイズ法
により、直径０．６ｍｍまでの粒子の金属ガラスを作製
できる。
【００１８】図１は、本発明の合金組成に含まれる一例
として、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）70Ｎｂ5 Ｓｉ8 Ｂ17の三
元合金組成図において、ガラス遷移による吸熱現象およ
び結晶化による発熱ピークを示す組成（２重丸）を示し
たものである。
として、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）70Ｎｂ5 Ｓｉ8 Ｂ17の三
元合金組成図において、ガラス遷移による吸熱現象およ
び結晶化による発熱ピークを示す組成（２重丸）を示し
たものである。
【００１９】
【実施例】（実施例１〜１５、比較例１〜４）以下、実
施例に基づき本発明を具体的に図面を参照して説明す
る。
施例に基づき本発明を具体的に図面を参照して説明す
る。
【００２０】図６に、金型鋳造法により直径０．５〜２
ｍｍの合金試料を作成するのに用いた装置を側面から見
た概略構成を示す。まず、高周波溶解により所定の成分
組成を有する溶融合金１をつくり、これを先端に小孔２
（孔径０．５ｍｍ）を有する石英管３に装入し、高周波
発生コイル４により加熱溶融した後、その石英管３を直
径０．５〜２ｍｍの垂直な孔５を鋳込空間として設けた
銅製鋳型６の直上に設置し、石英管３内の溶融金属１を
アルゴンガスの加圧（１．０Ｋｇ／ｃｍ2 ）により石英
管３の小孔２から噴出し、銅製鋳型６の孔５に注入して
そのまま放置して凝固させて直径０．５ｍｍ、長さ５０
ｍｍの鋳造塊を得た。
ｍｍの合金試料を作成するのに用いた装置を側面から見
た概略構成を示す。まず、高周波溶解により所定の成分
組成を有する溶融合金１をつくり、これを先端に小孔２
（孔径０．５ｍｍ）を有する石英管３に装入し、高周波
発生コイル４により加熱溶融した後、その石英管３を直
径０．５〜２ｍｍの垂直な孔５を鋳込空間として設けた
銅製鋳型６の直上に設置し、石英管３内の溶融金属１を
アルゴンガスの加圧（１．０Ｋｇ／ｃｍ2 ）により石英
管３の小孔２から噴出し、銅製鋳型６の孔５に注入して
そのまま放置して凝固させて直径０．５ｍｍ、長さ５０
ｍｍの鋳造塊を得た。
【００２１】表１に、実施例１〜１５、比較例１〜４の
合金組成および示差走査熱量計を用いて測定したガラス
遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）を示す。ま
た、試料中に含まれるガラス相の体積分率（Ｖf-amo.）
は、示差走査熱量計を用いて、結晶化による発熱量を完
全ガラス化した単ロール型液体急冷法による薄帯との比
較により評価した。
合金組成および示差走査熱量計を用いて測定したガラス
遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）を示す。ま
た、試料中に含まれるガラス相の体積分率（Ｖf-amo.）
は、示差走査熱量計を用いて、結晶化による発熱量を完
全ガラス化した単ロール型液体急冷法による薄帯との比
較により評価した。
【００２２】さらに、引張強度（σｆ）、ヤング率
（Ｅ）、硬さ（Ｈｖ）をそれそれ、インストロン試験機
およびビッカース微小硬度計を用いて測定した結果を示
す。また、各実施例および比較例の鋳造塊のガラス化の
確認をＸ線回折法および試料断面の光学顕微鏡観察で行
った。
（Ｅ）、硬さ（Ｈｖ）をそれそれ、インストロン試験機
およびビッカース微小硬度計を用いて測定した結果を示
す。また、各実施例および比較例の鋳造塊のガラス化の
確認をＸ線回折法および試料断面の光学顕微鏡観察で行
った。
【００２３】本発明の実施例１〜１５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）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔
ΔＴｘが３０Ｋ以上で、直径１．０ｍｍ〜２．０ｍｍの
鋳造塊でガラス相の体積分率（Ｖf-amo.）は１００％で
ある。
−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラ
ス遷移温度）の式で表される過冷却液体領域の温度間隔
ΔＴｘが３０Ｋ以上で、直径１．０ｍｍ〜２．０ｍｍの
鋳造塊でガラス相の体積分率（Ｖf-amo.）は１００％で
ある。
【００２４】これに対して、比較例１〜２は、Ｃｏ＋Ｎ
ｉの合計量が少なく、また、Ｍ元素を含有していないた
め直径０．５ｍｍの鋳造塊で結晶質であった。また、比
較例３はＭ元素のＮｂを含有しているが、その含有量が
１０原子％であり、本発明の合金組成の範囲を外れるた
めに、直径０．５ｍｍの鋳造塊で結晶質であった。さら
に、比較例４は、Ｂの含有量が多く、かつＳｉを含有し
ていないため、直径０．５ｍｍの鋳造塊で結晶質であっ
た。
ｉの合計量が少なく、また、Ｍ元素を含有していないた
め直径０．５ｍｍの鋳造塊で結晶質であった。また、比
較例３はＭ元素のＮｂを含有しているが、その含有量が
１０原子％であり、本発明の合金組成の範囲を外れるた
めに、直径０．５ｍｍの鋳造塊で結晶質であった。さら
に、比較例４は、Ｂの含有量が多く、かつＳｉを含有し
ていないため、直径０．５ｍｍの鋳造塊で結晶質であっ
た。
【００２５】図２に、得られた鋳造塊の断面組織の光学
顕微鏡写真を示す。図２のＡは実施例の直径１ｍｍの鋳
造塊を示し、図２のＢは直径２ｍｍの鋳造塊を示してい
る。図２のＡの光学顕微鏡写真では結晶粒子のコントラ
ストが見られず、金属ガラスが形成されたことが明らか
である。図２のＢの光学顕微鏡写真では外側が金属ガラ
ス相で内側に結晶粒子のコントラストが見られ、結晶相
が形成されている。
顕微鏡写真を示す。図２のＡは実施例の直径１ｍｍの鋳
造塊を示し、図２のＢは直径２ｍｍの鋳造塊を示してい
る。図２のＡの光学顕微鏡写真では結晶粒子のコントラ
ストが見られず、金属ガラスが形成されたことが明らか
である。図２のＢの光学顕微鏡写真では外側が金属ガラ
ス相で内側に結晶粒子のコントラストが見られ、結晶相
が形成されている。
【００２６】
【表１】
【００２７】さらに、実施例７〜１５のＭ元素を含む組
成は、引張強度、ヤング率、硬度などの機械的強度が優
れたものが得られることが分かる。特に、Ｎｂ，Ｍｏ，
Ｖ，Ｗは引張強度の、Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆはヤング
率の向上効果が大であることが分かる。
成は、引張強度、ヤング率、硬度などの機械的強度が優
れたものが得られることが分かる。特に、Ｎｂ，Ｍｏ，
Ｖ，Ｗは引張強度の、Ｃｒ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆはヤング
率の向上効果が大であることが分かる。
【００２８】実施例１６ 実施例７と同じ組成を有する溶融合金を通常のメルトス
ピン法で急冷凝固し、厚さ０．０４ｍｍ、幅２ｍｍのリ
ボンを作製した。図３に、実施例７により得られた鋳造
塊および実施例１６により得られたリボンの熱分析曲線
を示す。
ピン法で急冷凝固し、厚さ０．０４ｍｍ、幅２ｍｍのリ
ボンを作製した。図３に、実施例７により得られた鋳造
塊および実施例１６により得られたリボンの熱分析曲線
を示す。
【００２９】図４に、実施例７により得られた鋳造塊お
よび実施例１６により得られたリボンのＸ線回折パター
ンを示す。さらに、図４のＸ線回折パターンでは、ガラ
ス相特有のハローピークが見られる。
よび実施例１６により得られたリボンのＸ線回折パター
ンを示す。さらに、図４のＸ線回折パターンでは、ガラ
ス相特有のハローピークが見られる。
【００３０】図５に、実施例７により得られた鋳造塊お
よび実施例１６により得られたリボンの磁気特性を試料
振動型磁気測定装置を用いて測定したＢ−Ｈヒステリシ
ス・ループを示す。実施例７および実施例１６とも優れ
た軟磁性を示していることが分かる。
よび実施例１６により得られたリボンの磁気特性を試料
振動型磁気測定装置を用いて測定したＢ−Ｈヒステリシ
ス・ループを示す。実施例７および実施例１６とも優れ
た軟磁性を示していることが分かる。
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＦｅ−Ｃ
ｏ−Ｎｉ系金属ガラスは、ガラス形成能に優れ、臨界厚
さが直径１ｍｍ以上の値を有し、銅製鋳型鋳造により金
属ガラスを得られる高いガラス形成能をもつ合金系であ
るから、優れた軟磁性、高強度を有する大型の金属ガラ
ス製品を実用的に作製することができる。
ｏ−Ｎｉ系金属ガラスは、ガラス形成能に優れ、臨界厚
さが直径１ｍｍ以上の値を有し、銅製鋳型鋳造により金
属ガラスを得られる高いガラス形成能をもつ合金系であ
るから、優れた軟磁性、高強度を有する大型の金属ガラ
ス製品を実用的に作製することができる。
【図１】図１は、本発明の合金組成に含まれる一例とし
て、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）70Ｎｂ5 Ｓｉ8 Ｂ17の組成図
において、ガラス遷移による吸熱現象および結晶化によ
る発熱ピークを示す組成（２重丸）を示した三元合金組
成図である。
て、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）70Ｎｂ5 Ｓｉ8 Ｂ17の組成図
において、ガラス遷移による吸熱現象および結晶化によ
る発熱ピークを示す組成（２重丸）を示した三元合金組
成図である。
【図２】図２は、実施例により得られた鋳造塊の断面組
織を示す図面代用の光学顕微鏡写真である。
織を示す図面代用の光学顕微鏡写真である。
【図３】図３は、実施例７により得られた鋳造塊および
実施例１６により得られたリボンの熱分析曲線を示すグ
ラフである。
実施例１６により得られたリボンの熱分析曲線を示すグ
ラフである。
【図４】図４は、実施例７により得られた鋳造塊および
実施例１６により得られたリボンのＸ線回折パターンを
示すグラフである。
実施例１６により得られたリボンのＸ線回折パターンを
示すグラフである。
【図５】図５は、実施例７により得られた鋳造塊および
実施例１６により得られたリボンの磁気特性を試料振動
型磁気測定装置を用いて測定したＢ−Ｈヒステリシス・
ループを示すグラフである。
実施例１６により得られたリボンの磁気特性を試料振動
型磁気測定装置を用いて測定したＢ−Ｈヒステリシス・
ループを示すグラフである。
【図６】図６は、金型鋳造法により鋳造棒の合金試料を
作成するのに用いる装置を側面から見た概略説明図であ
る。
作成するのに用いる装置を側面から見た概略説明図であ
る。
Claims (2)
- 【請求項１】 下記の組成式で表されることを特徴とす
るガラス形成能が高い軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ
基金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-y-zＳｉy Ｂz ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．５，
０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，０原子％＜ｙ≦１０原子
％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％である。 - 【請求項２】 下記の組成式で表されることを特徴とす
るガラス形成能が高い軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ
基金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-x-y-z Ｍx Ｓｉy Ｂz ただし、０．１≦ａ≦０．４，０．１≦ｂ≦０．５，
０．３５≦ａ＋ｂ≦０．９，Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｈｆ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｗのうちの１種または２
種以上の元素であり、０原子％＜ｘ≦５原子％、０原子
％＜ｙ≦１０原子％、１０原子％≦ｚ≦２０原子％であ
る。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000391567A JP3756405B2 (ja) | 2000-12-22 | 2000-12-22 | 軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000391567A JP3756405B2 (ja) | 2000-12-22 | 2000-12-22 | 軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002194514A true JP2002194514A (ja) | 2002-07-10 |
| JP3756405B2 JP3756405B2 (ja) | 2006-03-15 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000391567A Expired - Fee Related JP3756405B2 (ja) | 2000-12-22 | 2000-12-22 | 軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3756405B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005020252A1 (ja) * | 2003-08-22 | 2005-03-03 | Nec Tokin Corporation | 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品 |
| CN100348769C (zh) * | 2004-09-23 | 2007-11-14 | 同济大学 | 一种块体非晶纳米晶双相复合软磁合金的制备方法 |
| CN100365746C (zh) * | 2004-07-29 | 2008-01-30 | 同济大学 | 一种块体非晶纳米晶双相复合软磁合金 |
| CN111809125A (zh) * | 2020-07-22 | 2020-10-23 | 郑州大学 | 一种具有良好弯曲韧性的高饱和磁感应强度铁钴基软磁非晶合金及其制备方法 |
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2000
- 2000-12-22 JP JP2000391567A patent/JP3756405B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| EP1610348A1 (en) * | 2003-08-22 | 2005-12-28 | Nec Tokin Corporation | Magnetic core for high frequency and inductive component using same |
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| JPWO2005020252A1 (ja) * | 2003-08-22 | 2006-11-16 | Ｎｅｃトーキン株式会社 | 高周波用磁心及びそれを用いたインダクタンス部品 |
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