JP2003301247A - 軟磁性Ｃｏ基金属ガラス合金 - Google Patents
軟磁性Ｃｏ基金属ガラス合金Info
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- H01F1/15316—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Co
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来のCo-Fe-B-Si系金属ガラスは、ガラス形
成能が低いため、厚さ1ｍｍ以上の金属ガラス棒の作製
が不可能で、実用性に限界がある。バルク金属ガラスが
得られる優れた軟磁性Co-Fe-B-Si系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】 下記の組成式で表され、過冷却液体の温度間
隔ΔTχが40 K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tmが0.59で
あり、2.0 A/m以下の低い保磁力を有することを特徴と
するガラス形成能が高い軟磁性Co基金属ガラス合金。 [Co1-n-(a+b)FenBaSib]100-χMχ ただし、a, b, n は原子比であり、0.1 ≦ a ≦ 0.17,
0.06 ≦ b ≦ 0.15, 0.18 ≦ a + b ≦0.3, 0 ≦ n ≦
0.08, MはZr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti, V, Cr, Pd, Wのう
ちの一種または二種以上の元素であり、3原子％ ≦ χ
≦10原子％である。
成能が低いため、厚さ1ｍｍ以上の金属ガラス棒の作製
が不可能で、実用性に限界がある。バルク金属ガラスが
得られる優れた軟磁性Co-Fe-B-Si系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】 下記の組成式で表され、過冷却液体の温度間
隔ΔTχが40 K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tmが0.59で
あり、2.0 A/m以下の低い保磁力を有することを特徴と
するガラス形成能が高い軟磁性Co基金属ガラス合金。 [Co1-n-(a+b)FenBaSib]100-χMχ ただし、a, b, n は原子比であり、0.1 ≦ a ≦ 0.17,
0.06 ≦ b ≦ 0.15, 0.18 ≦ a + b ≦0.3, 0 ≦ n ≦
0.08, MはZr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti, V, Cr, Pd, Wのう
ちの一種または二種以上の元素であり、3原子％ ≦ χ
≦10原子％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低い保磁力を有す
るガラス形成能が高い軟磁性Co基金属ガラス合金に関す
る。
るガラス形成能が高い軟磁性Co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, Ni)-P-B系合金、(Fe, C
o, Ni)-Si-B系合金、(Fe, Co, Ni)-(Zr, Hf, Nb)系合
金、(Fe, Co, Ni)-(Zr, Hf, Nb)-B系合金が知られてい
る。
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, Ni)-P-B系合金、(Fe, C
o, Ni)-Si-B系合金、(Fe, Co, Ni)-(Zr, Hf, Nb)系合
金、(Fe, Co, Ni)-(Zr, 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、得られた試料の
厚さは200μm以下の薄帯であった。また、高いガラス形
成能を示す合金系として、1988年〜2001年にかけて、Ln
-Al-TM、Mg-Ln-TM、Zr-Al-TM、Pd-Cu-Ni-P、(Fe, Co, N
i)-(Zr, Hf, Nb)-B、Fe-(Al, Ga)-P-B-C、Fe-(Nb, Cr,
Mo)-(Al, Ga)-P-B-C、Fe-(Cr, Mo)-Ga-P-B-C、Fe-Co-Ga
-P-B-C、Fe-Ga-P-B-C、Fe-Ga-P-B-C-Si (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、直径または厚さ1
ｍｍ以上の金属ガラス棒が作製できる。
の冷却速度で急冷凝固する必要があり、得られた試料の
厚さは200μm以下の薄帯であった。また、高いガラス形
成能を示す合金系として、1988年〜2001年にかけて、Ln
-Al-TM、Mg-Ln-TM、Zr-Al-TM、Pd-Cu-Ni-P、(Fe, Co, N
i)-(Zr, Hf, Nb)-B、Fe-(Al, Ga)-P-B-C、Fe-(Nb, Cr,
Mo)-(Al, Ga)-P-B-C、Fe-(Cr, Mo)-Ga-P-B-C、Fe-Co-Ga
-P-B-C、Fe-Ga-P-B-C、Fe-Ga-P-B-C-Si (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、直径または厚さ1
ｍｍ以上の金属ガラス棒が作製できる。
【０００４】本発明者らは、先に過冷却液体の温度間隔
ΔTχが20〜45 K、保磁力(Hc)が2〜9 A/mを有するCo-(F
e, Ni)-(Ti, Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, W)-(Cr, Mn, Ru, R
h, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Ga, Si, Ge, C, P)-B の軟磁
性金属ガラス合金を発明し、特許出願した（特開平10-3
24939号公報）。
ΔTχが20〜45 K、保磁力(Hc)が2〜9 A/mを有するCo-(F
e, Ni)-(Ti, Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, W)-(Cr, Mn, Ru, R
h, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Ga, Si, Ge, C, P)-B の軟磁
性金属ガラス合金を発明し、特許出願した（特開平10-3
24939号公報）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】これまで、本発明者
は、Co基軟磁性金属ガラス合金系を幾つか見出した。し
かし、従来のものは単ロール法を用いた薄帯であり、保
磁力も大きく、軟磁性合金の応用の点から見ると、バル
ク金属ガラス合金系で低保磁力のものが望ましい。
は、Co基軟磁性金属ガラス合金系を幾つか見出した。し
かし、従来のものは単ロール法を用いた薄帯であり、保
磁力も大きく、軟磁性合金の応用の点から見ると、バル
ク金属ガラス合金系で低保磁力のものが望ましい。
【０００６】
【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
について探査した結果、Co-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Co基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
について探査した結果、Co-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Co基金属ガラス組成を見出し、本発明
を完成するに至った。
【０００７】すなわち、本発明は、下記の組成式で表さ
れ、過冷却液体の温度間隔ΔTχが40 K以上で、換算ガ
ラス化温度Tg/Tmが0.59以上であり、2.0 A/m以下の低い
保磁力(Hc)を有することを特徴とするガラス形成能が高
い軟磁性Co基金属ガラス合金である。 [Co1-n-(a+b)FenBaSib]100-χMχ ただし、a, b, n は原子比であり、0.1 ≦ a ≦ 0.17,
0.06 ≦ b ≦ 0.15, 0.18 ≦ a + b ≦0.3, 0 ≦ n ≦
0.08, MはZr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti, V, Cr, Pd, Wのう
ちの一種または二種以上の元素であり、3 原子％ ≦ χ
≦10原子％である。
れ、過冷却液体の温度間隔ΔTχが40 K以上で、換算ガ
ラス化温度Tg/Tmが0.59以上であり、2.0 A/m以下の低い
保磁力(Hc)を有することを特徴とするガラス形成能が高
い軟磁性Co基金属ガラス合金である。 [Co1-n-(a+b)FenBaSib]100-χMχ ただし、a, b, n は原子比であり、0.1 ≦ a ≦ 0.17,
0.06 ≦ b ≦ 0.15, 0.18 ≦ a + b ≦0.3, 0 ≦ n ≦
0.08, MはZr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti, V, Cr, Pd, Wのう
ちの一種または二種以上の元素であり、3 原子％ ≦ χ
≦10原子％である。
【０００８】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0.2 mm以上の薄帯金属ガラスの
ΔTχ = Tχ-Tg （ただし、Tχ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の温度間
隔ΔTχは40 K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tmは0.59以
上である。
冷法により作製した厚さ0.2 mm以上の薄帯金属ガラスの
ΔTχ = Tχ-Tg （ただし、Tχ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の温度間
隔ΔTχは40 K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tmは0.59以
上である。
【０００９】上記の組成式で示す組成を持つ合金を用い
て、銅鋳型鋳造法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または直径が1.5 ｍｍ
であり、銅鋳型鋳造法により金属ガラスが作製できる。
また、このガラス合金は2.0 A/m以下の低保磁力(Hc)な
ど優れた軟磁気特性を示し、トランスや磁気センサーと
して非常に有用である。
て、銅鋳型鋳造法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または直径が1.5 ｍｍ
であり、銅鋳型鋳造法により金属ガラスが作製できる。
また、このガラス合金は2.0 A/m以下の低保磁力(Hc)な
ど優れた軟磁気特性を示し、トランスや磁気センサーと
して非常に有用である。
【００１０】本発明の上記合金組成において、主成分で
あるCoは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁化と優れ
た軟磁気特性を得るために重要であり、約56〜80原子％
含有する。
あるCoは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁化と優れ
た軟磁気特性を得るために重要であり、約56〜80原子％
含有する。
【００１１】本発明の上記合金組成において、金属元素
Feは、約8原子％以下、好ましくは2〜6原子％の添加に
より、保磁力を1.5A/m以下に低減するのに有効である。
Feは、約8原子％以下、好ましくは2〜6原子％の添加に
より、保磁力を1.5A/m以下に低減するのに有効である。
【００１２】本発明の上記合金組成において、半金属元
素B, Siは、アモルファス相の形成を担う元素であり、
安定なアモルファス構造を得るために重要である。Co-F
e-B-Siの原子比はn + a + bが0.18〜0.38とし、残余をC
oとする。n + a + b がこの範囲を外れるとアモルファ
ス相の形成が困難である。BとSiはともに含有される必
要があり、一方が上記組成範囲から外れると、ガラス形
成能が劣り、バルクガラス合金の形成が困難である。
素B, Siは、アモルファス相の形成を担う元素であり、
安定なアモルファス構造を得るために重要である。Co-F
e-B-Siの原子比はn + a + bが0.18〜0.38とし、残余をC
oとする。n + a + b がこの範囲を外れるとアモルファ
ス相の形成が困難である。BとSiはともに含有される必
要があり、一方が上記組成範囲から外れると、ガラス形
成能が劣り、バルクガラス合金の形成が困難である。
【００１３】本発明の上記合金組成式において、M元素
の添加はガラス形成能の向上に有効である。本発明の合
金組成においては、Mは3原子％以上10原子％以下の範囲
で添加する。この範囲を外れて、Mが3原子％未満である
と過冷却液体の温度間隔ΔTχが消滅するために好まし
くなく、10原子％よりも大きくなると飽和磁化が減少す
るために好ましくない。
の添加はガラス形成能の向上に有効である。本発明の合
金組成においては、Mは3原子％以上10原子％以下の範囲
で添加する。この範囲を外れて、Mが3原子％未満である
と過冷却液体の温度間隔ΔTχが消滅するために好まし
くなく、10原子％よりも大きくなると飽和磁化が減少す
るために好ましくない。
【００１４】本発明の上記組成の合金には、さらに、P,
C, Ga, Geのうちから選択される一種または二種以上の
元素を3原子％以下含ませることができる。これらの元
素を含ませることにより、保磁力は1.5 A/mから0.75 A/
mまで減少し、つまり、軟磁気特性が向上するが、3原子
％を超えると、Coの含有量が下がり、飽和磁化が下が
る。そこで、これら元素の含有量は3原子％以下とす
る。
C, Ga, Geのうちから選択される一種または二種以上の
元素を3原子％以下含ませることができる。これらの元
素を含ませることにより、保磁力は1.5 A/mから0.75 A/
mまで減少し、つまり、軟磁気特性が向上するが、3原子
％を超えると、Coの含有量が下がり、飽和磁化が下が
る。そこで、これら元素の含有量は3原子％以下とす
る。
【００１５】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
程にかけて結晶化が生成・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
れるとき、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
程にかけて結晶化が生成・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
れるとき、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【００１６】本発明に係わる合金系は、ガラス形成能が
高いため、銅製金型鋳造すると直径1.5 mmの金属ガラス
丸棒が作製できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡糸
法により、直径0.4 mmまでの細線、アトマイズ法によ
り、直径0.5 mmまでの金属ガラス粉末を作製できる。
高いため、銅製金型鋳造すると直径1.5 mmの金属ガラス
丸棒が作製できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡糸
法により、直径0.4 mmまでの細線、アトマイズ法によ
り、直径0.5 mmまでの金属ガラス粉末を作製できる。
【００１７】
【実施例】（実施例1〜10、比較例1〜7）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。図５
に、金型鋳造法により直径0.5 ｍｍ〜2 ｍｍの合金試料
を作製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、アーク溶解により所定の成分組成を有する溶
融合金1を作り、これを先端に小孔（孔径0.5 ｍｍ）を
有する石英管3に挿入し、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
を鋳込み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（1.0 Kg/
cm2）により石英管3の小孔2から噴出し、銅製鋳型6の孔
に注入してそのまま放置して凝固させて直径0.5 ｍｍ、
長さ50 ｍｍの鋳造棒を得た。
基づき本発明を具体的に図面を参照して説明する。図５
に、金型鋳造法により直径0.5 ｍｍ〜2 ｍｍの合金試料
を作製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、アーク溶解により所定の成分組成を有する溶
融合金1を作り、これを先端に小孔（孔径0.5 ｍｍ）を
有する石英管3に挿入し、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
を鋳込み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（1.0 Kg/
cm2）により石英管3の小孔2から噴出し、銅製鋳型6の孔
に注入してそのまま放置して凝固させて直径0.5 ｍｍ、
長さ50 ｍｍの鋳造棒を得た。
【００１８】表１に、実施例1〜10、比較例1〜7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（Tχ）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。
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（Tχ）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。
【００１９】さらに、飽和磁化（Is）、保磁力（Hc）を
それぞれ、試料振動型磁力計およびI-Hループトレーサ
ーを用いて測定した結果を示す。また、各実施例および
比較例の鋳造棒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。
それぞれ、試料振動型磁力計およびI-Hループトレーサ
ーを用いて測定した結果を示す。また、各実施例および
比較例の鋳造棒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。
【００２０】本発明の実施例1〜10は、ΔTχ = Tχ-Tg
（ただし、Tχ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の温度間隔ΔTxは40 K以
上で、直径1〜1.5 ｍｍの鋳造棒でガラス相の体積分率
（Vf-amo.）は100％である。
（ただし、Tχ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の温度間隔ΔTxは40 K以
上で、直径1〜1.5 ｍｍの鋳造棒でガラス相の体積分率
（Vf-amo.）は100％である。
【００２１】これに対して、比較例1〜2は、M元素の含
有量が3原子％以下、また、M元素を含有していないため
直径0.5 ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。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11原子％
であり、本発明の合金組成の範囲を外れるため、直径0.
5 ｍｍ鋳造棒で結晶質であった。さらに、比較例4〜7は
M元素を1〜10原子％の範囲で含むが、SiまたはBを全く
含有していない、また、SiまたはBの含有量が組成式で
示すaまたはbの範囲を外れるため、直径0.5 ｍｍの鋳造
棒で結晶質であった。
有量が3原子％以下、また、M元素を含有していないため
直径0.5 ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。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11原子％
であり、本発明の合金組成の範囲を外れるため、直径0.
5 ｍｍ鋳造棒で結晶質であった。さらに、比較例4〜7は
M元素を1〜10原子％の範囲で含むが、SiまたはBを全く
含有していない、また、SiまたはBの含有量が組成式で
示すaまたはbの範囲を外れるため、直径0.5 ｍｍの鋳造
棒で結晶質であった。
【００２２】
【表１】
【００２３】図１に、実施例２により得られた直径1.0
mmの鋳造棒の断面組織の光学顕微鏡写真を示す。図１に
示すように、光学顕微鏡写真では、鋳造欠陥と研磨傷の
ほかに、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。
mmの鋳造棒の断面組織の光学顕微鏡写真を示す。図１に
示すように、光学顕微鏡写真では、鋳造欠陥と研磨傷の
ほかに、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。
【００２４】
実施例11: (Co0.705Fe0.045B0.15Si0.10)96Nb4,
実施例12: (Co0.705Fe0.045B0.15Si0.10)94Nb6,
実施例13: (Co0.705Fe0.045B0.15Si0.10)92Nb8
上記組成を有する溶融合金をそれぞれ通常のメルトスピ
ン法で急冷凝固し、厚さ0.025 ｍｍ、幅2ｍｍのリボン
材を作製した。図２に、実施例１１，１２，１３および
比較例２のリボン材の熱分析曲線を示す。図２に示すよ
うに、Nbの含有量が4原子％〜8原子％のとき、40 K以上
と広いΔTχが得られていることがわかる。
ン法で急冷凝固し、厚さ0.025 ｍｍ、幅2ｍｍのリボン
材を作製した。図２に、実施例１１，１２，１３および
比較例２のリボン材の熱分析曲線を示す。図２に示すよ
うに、Nbの含有量が4原子％〜8原子％のとき、40 K以上
と広いΔTχが得られていることがわかる。
【００２５】図３に、実施例２により得られた鋳造棒、
実施例２と同じ組成で直径が0.5mmの鋳造棒、および実
施例１１により得られたリボン材の熱分析曲線を示す。
図３に示すように、リボン材とバルク材との差がないの
が分かる。
実施例２と同じ組成で直径が0.5mmの鋳造棒、および実
施例１１により得られたリボン材の熱分析曲線を示す。
図３に示すように、リボン材とバルク材との差がないの
が分かる。
【００２６】図４に、実施例２により得られた鋳造棒お
よび実施例１１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I-Hヒステリシス
曲線を示す。実施例２および実施例１１とも優れた軟磁
気特性を示していることがわかる。
よび実施例１１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I-Hヒステリシス
曲線を示す。実施例２および実施例１１とも優れた軟磁
気特性を示していることがわかる。
【００２７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のCo基金属
ガラスは、ガラス形成能に優れ、臨界厚さまたは直径が
1.5 ｍｍ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持つ合金系であるか
ら、優れた軟磁気特性、高い飽和磁化を有する大型の金
属ガラス製品を実用的に作製することができる。
ガラスは、ガラス形成能に優れ、臨界厚さまたは直径が
1.5 ｍｍ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持つ合金系であるか
ら、優れた軟磁気特性、高い飽和磁化を有する大型の金
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、実施例２により得られた鋳造棒の断面
組織を示す図面代用の光学顕微鏡の写真である。
組織を示す図面代用の光学顕微鏡の写真である。
【図２】図２は、実施例１０, １１, １２および比較例
２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。
２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３】図３は、実施例２により得られた鋳造棒および
実施例１１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１１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２により得られた鋳造棒および
実施例１１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I-Hヒステリシス曲線
を示すグラフである。
実施例１１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I-Hヒステリシス曲線
を示すグラフである。
【図５】図５は、金型鋳造法により鋳造棒の合金試料を
作製するのに用いる装置を側面から見た概略図である。
作製するのに用いる装置を側面から見た概略図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 下記の組成式で表され、過冷却液体の温
度間隔ΔTχが40 K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tmが0.
59以上であり、2.0 A/m以下の低い保磁力を有すること
を特徴とするガラス形成能が高い軟磁性Co基金属ガラス
合金。 [Co1-n-(a+b)FenBaSib]100-χMχ ただし、a, b, n は原子比であり、0.1 ≦ a ≦ 0.17,
0.06 ≦ b ≦ 0.15, 0.18 ≦ a + b ≦0.3, 0 ≦ n ≦
0.08, MはZr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti, V, Cr, Pd, Wのう
ちの一種または二種以上の元素であり、3原子％ ≦ χ
≦10原子％である。 - 【請求項２】 P, C, Ga, Geのうちから選択される一種
または二種以上の元素を3原子％以下含むことを特徴す
る請求項１に記載の軟磁性Co基金属ガラス合金。
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