JP2007077441A - Ｃｏ−Ｆｅ系軟磁性金属ガラス合金 - Google Patents
Ｃｏ−Ｆｅ系軟磁性金属ガラス合金 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】これまで、本発明者らは、Co基バルク金属ガラス合金系を幾つか見出した。しか
し、実際に得られたバルク金属ガラス合金の強度と軟磁性はまだ不十分であり、実用的に
限界がある。
【解決手段】[(Co1-ｘFeｘ)0.75B0.25-ａSiａ]100-yMy（ただし、Mは、Nb,Zr,W,Cr,Mo,Hf
,V及びTiの中から選ばれる少なくとも１種の元素であり、かつ０．１４≦ｘ≦０．４３、
０．０３≦ａ≦０．０７、１≦y≦４（原子％）である）で示されることを特徴とするCo-
Fe系軟磁性金属ガラス合金。
【選択図】 図１
Description
本発明は、高いガラス形成能を有する低磁歪、高透磁率及び高強度を有するCo-Fe系軟
磁性金属ガラス合金に関する。
磁性金属ガラス合金に関する。
高透磁率の磁心材料として厚み５〜２５μｍ程度のＣｏ基非晶質合金の薄帯が知られて
いる（特許文献１）。多元素合金のある種のものは、組成物を溶融状態から急冷するとき
、結晶化せず、一定の温度幅を有する過冷却液体状態を経過してガラス状固体に転移する
性質を有していて、この種の非晶質合金は「金属ガラス合金」（glassy alloy）と呼ばれ
ている。
いる（特許文献１）。多元素合金のある種のものは、組成物を溶融状態から急冷するとき
、結晶化せず、一定の温度幅を有する過冷却液体状態を経過してガラス状固体に転移する
性質を有していて、この種の非晶質合金は「金属ガラス合金」（glassy alloy）と呼ばれ
ている。
薄帯やファイバーでしか得られなかったアモルファス合金をバルク状で作るという夢を
実現したのが「金属ガラス合金」である。すなわち、ガラス形成能が非常に高い合金が１
９８０年代にPd-Si-Cu合金で見出だされた。さらに、１９９０年になってから、実用的な
合金組成でガラス形成能が非常に高い合金が見出された。一般に、「アモルファス合金」
では加熱によりガラス転移点に到達する前に結晶化が進行してしまい、ガラス転移は実験
的には観察できない。
実現したのが「金属ガラス合金」である。すなわち、ガラス形成能が非常に高い合金が１
９８０年代にPd-Si-Cu合金で見出だされた。さらに、１９９０年になってから、実用的な
合金組成でガラス形成能が非常に高い合金が見出された。一般に、「アモルファス合金」
では加熱によりガラス転移点に到達する前に結晶化が進行してしまい、ガラス転移は実験
的には観察できない。
これに対して、「金属ガラス合金」は加熱によって明瞭なガラス転移が観察され、結晶
化温度までの過冷却液体領域の温度範囲が数十Ｋにも達する。この物性を備えることによ
り初めて、冷却速度の遅い銅金型等に鋳込む方法によってバルク状のアモルファス合金を
作ることができるようになった。このようなアモルファス合金が、特に、「金属ガラス」
と呼ばれているのは、金属でありながら、酸化物ガラスのように安定な非晶質で、高温で
容易に塑性変形（粘性流動）できるためである。
化温度までの過冷却液体領域の温度範囲が数十Ｋにも達する。この物性を備えることによ
り初めて、冷却速度の遅い銅金型等に鋳込む方法によってバルク状のアモルファス合金を
作ることができるようになった。このようなアモルファス合金が、特に、「金属ガラス」
と呼ばれているのは、金属でありながら、酸化物ガラスのように安定な非晶質で、高温で
容易に塑性変形（粘性流動）できるためである。
「金属ガラス合金」は、ガラス形成能が高い、すなわち、ガラス相からなる、より寸法
の大きな、いわゆるバルクの金属鋳造体を銅金型鋳造法等により溶湯から過冷却液体状態
において冷却凝固して製造できる特性を有するものであり、また、過冷却液体状態に加熱
して塑性加工できる特性を有するものであり、これらの特性を有しない、従来のアモルフ
ァス合金薄帯やファイバーなどの「アモルファス合金」とは本質的に異なる材料であり、
その有用性も非常に大きい。
の大きな、いわゆるバルクの金属鋳造体を銅金型鋳造法等により溶湯から過冷却液体状態
において冷却凝固して製造できる特性を有するものであり、また、過冷却液体状態に加熱
して塑性加工できる特性を有するものであり、これらの特性を有しない、従来のアモルフ
ァス合金薄帯やファイバーなどの「アモルファス合金」とは本質的に異なる材料であり、
その有用性も非常に大きい。
高ガラス形成能を示す合金系とし、1988年〜2004年にかけて、Ln-Al-TM、Mg-Ln-TM、Zr
-Al-TM、Pd-Cu-Ni-P、(Fe,Co,Ni）-(Zr,Hf,Nb)-B、Fe-Ga-P-C-B、Fe-B-Si-Nb、Co-Fe-Si-
B-Nb、Fe-Co-B-Si-M（ただし、Lnは希土類元素、TMは遷移金属、MはZr,Nb,Ta,Hf,Mo等の
金属を示す）系などの組成のものが本発明者らによって発見された。これらの合金系では
、直径又は厚さ1mm以上のバルク金属ガラスが作製できる。
-Al-TM、Pd-Cu-Ni-P、(Fe,Co,Ni）-(Zr,Hf,Nb)-B、Fe-Ga-P-C-B、Fe-B-Si-Nb、Co-Fe-Si-
B-Nb、Fe-Co-B-Si-M（ただし、Lnは希土類元素、TMは遷移金属、MはZr,Nb,Ta,Hf,Mo等の
金属を示す）系などの組成のものが本発明者らによって発見された。これらの合金系では
、直径又は厚さ1mm以上のバルク金属ガラスが作製できる。
本発明者らは、これまでCo基金属ガラス合金を軟磁性材料として開発してきた（特許文
献２〜５）。例えば、特許文献４に示すものは、ガラス相を１００％含む直径１ｍｍ以上
のバルク金属ガラスの作製ができる。
献２〜５）。例えば、特許文献４に示すものは、ガラス相を１００％含む直径１ｍｍ以上
のバルク金属ガラスの作製ができる。
上記の特許文献1記載の合金はB+Siの量が合計で２５〜３２at％であり、共晶点とはか
なり離れているので２５μｍの厚み程度の非晶質リボン材しか作製できなかった。上記の
ように、これまで、本発明者らは、Co基バルク金属ガラス合金系を幾つか見出した。しか
し、ガラス形成能が十分高くないため、現実には、直径１．５ｍｍ以上のCo基バルク金属
ガラスの作製が困難で、実際に得られたバルク金属ガラス合金の強度と軟磁性はまだ不十
分であり、実用的に限界がある。
なり離れているので２５μｍの厚み程度の非晶質リボン材しか作製できなかった。上記の
ように、これまで、本発明者らは、Co基バルク金属ガラス合金系を幾つか見出した。しか
し、ガラス形成能が十分高くないため、現実には、直径１．５ｍｍ以上のCo基バルク金属
ガラスの作製が困難で、実際に得られたバルク金属ガラス合金の強度と軟磁性はまだ不十
分であり、実用的に限界がある。
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及び元
素の組み合わせの方法について探査した結果、 [(Co1-ｘFeｘ)0.75B0.25-ａSiａ]100-yM
y（ただし、Mは、Nb,Zr,W,Cr,Mo,Hf,V及びTiの中から選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、かつ０．１４≦ｘ≦０．４３、０．０３≦ａ≦０．０７、１≦y≦４（原子％）であ
る）で示され、ΔTｘ＝Tx-Tg（ただし、Txは結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度）の式
で表される過冷却液体の温度間隔が３５K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tl（Tgはガラス遷
移温度、Tlは液相線温度（いずれも絶対温度））０．５５以上を有し、本発明者らが従来
開発したものと比べてガラス形成能が高く、さらに、磁歪、透磁率等の磁気特性が優れ、
強度等の機械的特性にも優れたCo-Fe系金属ガラス合金が得られることを見出し、本発明
の完成に至った。
素の組み合わせの方法について探査した結果、 [(Co1-ｘFeｘ)0.75B0.25-ａSiａ]100-yM
y（ただし、Mは、Nb,Zr,W,Cr,Mo,Hf,V及びTiの中から選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、かつ０．１４≦ｘ≦０．４３、０．０３≦ａ≦０．０７、１≦y≦４（原子％）であ
る）で示され、ΔTｘ＝Tx-Tg（ただし、Txは結晶化開始温度、Tgはガラス遷移温度）の式
で表される過冷却液体の温度間隔が３５K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tl（Tgはガラス遷
移温度、Tlは液相線温度（いずれも絶対温度））０．５５以上を有し、本発明者らが従来
開発したものと比べてガラス形成能が高く、さらに、磁歪、透磁率等の磁気特性が優れ、
強度等の機械的特性にも優れたCo-Fe系金属ガラス合金が得られることを見出し、本発明
の完成に至った。
本発明の合金は、飽和磁歪(λs)が６×１０-6以下、１KHｚでの透磁率（μe）が１３４
００以上、保磁力(Hc)が２A/m以下、 飽和磁束密度(T)が０．６５T以上の極めて優れた軟
磁気特性を持つCo-Fe系バルク金属ガラス合金である。
００以上、保磁力(Hc)が２A/m以下、 飽和磁束密度(T)が０．６５T以上の極めて優れた軟
磁気特性を持つCo-Fe系バルク金属ガラス合金である。
本発明のCo−Fe系バルク金属ガラス合金は、厚さ又は直径２ｍｍ〜４ｍｍ、室温で、圧
縮強度が３７００MPa以上、伸び（ε）が１．５％以上、ヤング率が１８０GPa以上、ビッ
カース硬さ(荷重：100 g、保持時間：15 s)が１０００Hv以上の機械的性質を有する超高
強度合金である。
縮強度が３７００MPa以上、伸び（ε）が１．５％以上、ヤング率が１８０GPa以上、ビッ
カース硬さ(荷重：100 g、保持時間：15 s)が１０００Hv以上の機械的性質を有する超高
強度合金である。
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０．２ｍｍmmの薄帯
金属ガラスについて測定したΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇの式で表される過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔｘは３５K以上である。また、換算ガラス化温度Ｔｇ/Ｔｌが０．５５以上である。
金属ガラスについて測定したΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇの式で表される過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔｘは３５K以上である。また、換算ガラス化温度Ｔｇ/Ｔｌが０．５５以上である。
この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、明瞭なガラス遷移及び結晶化による発熱が観察され、ガラス形成の臨界厚さ又は直
径の値は２ｍｍ以上であり、最大では４ｍｍに達するので、銅鋳型鋳造法によって厚さ又
は直径２ｍｍ〜４ｍｍの範囲でガラス相の体積分率が１００％であるバルク金属ガラス合
金を容易に製作できる。
う際、明瞭なガラス遷移及び結晶化による発熱が観察され、ガラス形成の臨界厚さ又は直
径の値は２ｍｍ以上であり、最大では４ｍｍに達するので、銅鋳型鋳造法によって厚さ又
は直径２ｍｍ〜４ｍｍの範囲でガラス相の体積分率が１００％であるバルク金属ガラス合
金を容易に製作できる。
以上説明したように、本発明のCo−Fe系金属ガラス合金は、ガラス形成能に優れ、ガラ
ス形成の臨界厚さ又は直径が２ｍｍ以上であり、最大では直径４ｍｍの値を有する。従来
のリボン材は三次元部品の作製はできなかったが、本発明の合金は、このように、銅製鋳
型鋳造法により容易に金属ガラスを得られる高いガラス形成能を持つため、低磁歪、軟磁
性、高強度を有する大型の三次元構造の金属ガラス製品を実用的に作製することができる
。
ス形成の臨界厚さ又は直径が２ｍｍ以上であり、最大では直径４ｍｍの値を有する。従来
のリボン材は三次元部品の作製はできなかったが、本発明の合金は、このように、銅製鋳
型鋳造法により容易に金属ガラスを得られる高いガラス形成能を持つため、低磁歪、軟磁
性、高強度を有する大型の三次元構造の金属ガラス製品を実用的に作製することができる
。
次に、本発明の実施の形態を説明する。本発明の上記合金組成は、基本的に下記５種の
元素を構成要素としている。Ｃｏ：コバルト、Ｆｅ：鉄、Ｍ群元素：Nb, Zr, W, Cr, Mo,
Hｆ, V及びTi中から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｓｉ：けい素、Ｂ：ホウ素。
そして、式[(Co1-ｘFeｘ)0.75B0.25-ａSiａ]100-yMy（ただし、Mは、Nb,Zr,W,Cr,Mo,Hf,V
及びTiの中から選ばれる少なくとも１種の元素であり、かつ０．１４≦ｘ≦０．４３、０
．０３≦ａ≦０．０７、１≦y≦４（原子％）である）で示される組成を有する。
元素を構成要素としている。Ｃｏ：コバルト、Ｆｅ：鉄、Ｍ群元素：Nb, Zr, W, Cr, Mo,
Hｆ, V及びTi中から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｓｉ：けい素、Ｂ：ホウ素。
そして、式[(Co1-ｘFeｘ)0.75B0.25-ａSiａ]100-yMy（ただし、Mは、Nb,Zr,W,Cr,Mo,Hf,V
及びTiの中から選ばれる少なくとも１種の元素であり、かつ０．１４≦ｘ≦０．４３、０
．０３≦ａ≦０．０７、１≦y≦４（原子％）である）で示される組成を有する。
本発明のＣｏ−Ｆｅ系金属ガラス合金において、主成分であるＦｅとＣｏは、本発明の
低磁歪、高強度バルク金属ガラス合金の基となる元素である。これらの５種の元素の内、
ＣｏとＦｅの合計含有量は、上記の式に基づく計算により７２〜７４．２５ｗｔ％であり
、ＣｏとＦｅの割合は、Ｃｏ,Ｆｅ元素の原子数の合計を１とするときのＦｅの原子数比
を示すｘの値を０．１４≦ｘ≦０．４３、より好ましくは、０．２０≦ｘ≦０．４０とす
る。
低磁歪、高強度バルク金属ガラス合金の基となる元素である。これらの５種の元素の内、
ＣｏとＦｅの合計含有量は、上記の式に基づく計算により７２〜７４．２５ｗｔ％であり
、ＣｏとＦｅの割合は、Ｃｏ,Ｆｅ元素の原子数の合計を１とするときのＦｅの原子数比
を示すｘの値を０．１４≦ｘ≦０．４３、より好ましくは、０．２０≦ｘ≦０．４０とす
る。
上記の式において、Feの含有量を定めるｘが０．１４未満では、ΔTx、Tg/Tlが減少し
、ガラス形成能が低下し、機械的強度、磁気特性も十分ではない。ｘが０．４３を超える
と、図１に示すように、λsが６×１０-6超になり、磁気特性が劣化する。
、ガラス形成能が低下し、機械的強度、磁気特性も十分ではない。ｘが０．４３を超える
と、図１に示すように、λsが６×１０-6超になり、磁気特性が劣化する。
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。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。本発明合金の組成では、B+Siの量が合計で２４．０〜２４．７５at
％であり、共晶点に近い。
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。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。本発明合金の組成では、B+Siの量が合計で２４．０〜２４．７５at
％であり、共晶点に近い。
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１原子％以上４原子％以下の範囲で添加する。この範
囲を外れて、Mが１原子％未満であると過冷却液体の温度間隔ΔTｘが消滅するために好ま
しくなく、４原子％よりも大きくなると飽和磁化とガラス形成能が減少するために好まし
くない。
本発明の合金組成においては、Mは１原子％以上４原子％以下の範囲で添加する。この範
囲を外れて、Mが１原子％未満であると過冷却液体の温度間隔ΔTｘが消滅するために好ま
しくなく、４原子％よりも大きくなると飽和磁化とガラス形成能が減少するために好まし
くない。
図２に示すように、Fe含有量の増加によって、示差走査熱量計曲線（DSC曲線）上のガ
ラス遷移の程度を示す吸熱量の面積ΔHが増加する。Fe含有量を示すｘが0.1, 0.2, 0.3及
び0.4の合金組成では、ΔH (J/g) がそれぞれ1.7, 4.3, 6.8及び10.8である。
ラス遷移の程度を示す吸熱量の面積ΔHが増加する。Fe含有量を示すｘが0.1, 0.2, 0.3及
び0.4の合金組成では、ΔH (J/g) がそれぞれ1.7, 4.3, 6.8及び10.8である。
これらの合金組成について、図３に、示差熱分析曲線（DTA曲線）を示す。Fe含有量の
増加に従って、DTA曲線上の二つの吸熱ピークが少しずつ接近し、Fe含有量を示すｘが0.4
の合金組成では、二つの発熱ピークが一つのように重なり、合金組成が共晶点に近づき、
液相線温度Tlが低下し、換算ガラス化温度Tg/Tlが増加する。Fe含有量を示すｘが0.1, 0.
2, 0.3及び0.4の合金組成では、Tg/Tlがそれぞれ0.551, 0.562, 0.573及び0.580である。
したがって、ガラス形成能はFe含有量の増加に従って増大することが分かる。
増加に従って、DTA曲線上の二つの吸熱ピークが少しずつ接近し、Fe含有量を示すｘが0.4
の合金組成では、二つの発熱ピークが一つのように重なり、合金組成が共晶点に近づき、
液相線温度Tlが低下し、換算ガラス化温度Tg/Tlが増加する。Fe含有量を示すｘが0.1, 0.
2, 0.3及び0.4の合金組成では、Tg/Tlがそれぞれ0.551, 0.562, 0.573及び0.580である。
したがって、ガラス形成能はFe含有量の増加に従って増大することが分かる。
図４は、透磁率（μｅ）の周波数依存性を示す。図４に示すように、Ｆｅ含有量の増加
によって、透磁率は低下する。Fe含有量を示すｘが0.1, 0.2, 0.3及び0.4の合金組成では
、周波数１ｋＨｚでのμｅは、それぞれ32500, 25900, 14800及び13400であり、高い透磁
率を有することが分かる。また、周波数の増加によって、透磁率が低下する。
によって、透磁率は低下する。Fe含有量を示すｘが0.1, 0.2, 0.3及び0.4の合金組成では
、周波数１ｋＨｚでのμｅは、それぞれ32500, 25900, 14800及び13400であり、高い透磁
率を有することが分かる。また、周波数の増加によって、透磁率が低下する。
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と、ガラス相が得られず、結晶相となる。
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と、ガラス相が得られず、結晶相となる。
本発明の上記合金組成において、ガラス形成能が高いため、銅鋳型鋳造すると直径最大
４ｍｍ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０．５５ｍｍ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。
４ｍｍ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０．５５ｍｍ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。
実施例１〜８、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。表１に示すような組
成になるように材料を調製し、銅鋳型鋳造法を実施し、バルク合金を得た。図５に、銅鋳
型鋳造法により直径２〜４ｍｍ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。
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。表１に示すような組
成になるように材料を調製し、銅鋳型鋳造法を実施し、バルク合金を得た。図５に、銅鋳
型鋳造法により直径２〜４ｍｍ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を作り、これを先端に小孔（
孔径0.5〜4mm）を有する石英管３に充填し、高周波発生コイル４により加熱溶融した。そ
の後、その石英管３を直径１．５ｍｍ，２ｍｍ，２．５ｍｍ，３．５ｍｍ，４ｍｍの垂直
な孔５を鋳込み空間として設けた銅製鋳型６の直上に設置した。次いで、石英管３内の溶
融金属１をアルゴンガスの加圧（0.1〜1.0 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１．５ｍｍ，２ｍｍ，２．
５ｍｍ，３．５ｍｍ，４ｍｍ、長さ５０ｍｍの鋳造棒を得た。
孔径0.5〜4mm）を有する石英管３に充填し、高周波発生コイル４により加熱溶融した。そ
の後、その石英管３を直径１．５ｍｍ，２ｍｍ，２．５ｍｍ，３．５ｍｍ，４ｍｍの垂直
な孔５を鋳込み空間として設けた銅製鋳型６の直上に設置した。次いで、石英管３内の溶
融金属１をアルゴンガスの加圧（0.1〜1.0 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１．５ｍｍ，２ｍｍ，２．
５ｍｍ，３．５ｍｍ，４ｍｍ、長さ５０ｍｍの鋳造棒を得た。
表１に、実施例１〜８、比較例１〜４の合金組成及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）、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ、Ｔｇ/Ｔｌを
示す。また、試料中に含まれるガラス相の率（Vf−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。さらに、圧縮破断強度（σf）、ヤング率（E）、硬さ（Hv）を
それぞれ、インストロン(Instron)試験機及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、各実施例及び各比較例の鋳造棒のガラス化の確認をX線回折法及び試料
断面の光学顕微鏡観察で行った。得られた結果を表１にまとめて示す。
ガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ、Ｔｇ/Ｔｌを
示す。また、試料中に含まれるガラス相の率（Vf−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。さらに、圧縮破断強度（σf）、ヤング率（E）、硬さ（Hv）を
それぞれ、インストロン(Instron)試験機及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、各実施例及び各比較例の鋳造棒のガラス化の確認をX線回折法及び試料
断面の光学顕微鏡観察で行った。得られた結果を表１にまとめて示す。
本発明の実施例１〜８は、ΔＴｘは３５K以上であり、また、換算ガラス化温度Tg/Tlが
０．５５以上であるため、直径２ｍｍ〜４ｍｍの鋳造塊でガラス相の体積分率（Vf−amo.
）は１００％である。これに対して、比較例１の合金は、Fe 含有量を示すｘが０．１未
満であり、本発明の合金組成範囲を外れるので、直径１．５ｍｍの鋳造塊でガラス相の体
積分率１００％のものであるが、直径２ｍｍのものでは１００％ガラス相が得られない。
また、比較例２の合金では、直径４ｍｍの鋳造塊でガラス相の体積分率１００％のもので
あるが、Ｆｅ含有量を示すｘが０．４３を超えたため、本発明の合金組成範囲を外れるの
で、磁歪（λｓ）は６×10-6超、保磁力（Ｈｃ）は２．０A/m超であり、透磁率が１３４
００未満になる。
０．５５以上であるため、直径２ｍｍ〜４ｍｍの鋳造塊でガラス相の体積分率（Vf−amo.
）は１００％である。これに対して、比較例１の合金は、Fe 含有量を示すｘが０．１未
満であり、本発明の合金組成範囲を外れるので、直径１．５ｍｍの鋳造塊でガラス相の体
積分率１００％のものであるが、直径２ｍｍのものでは１００％ガラス相が得られない。
また、比較例２の合金では、直径４ｍｍの鋳造塊でガラス相の体積分率１００％のもので
あるが、Ｆｅ含有量を示すｘが０．４３を超えたため、本発明の合金組成範囲を外れるの
で、磁歪（λｓ）は６×10-6超、保磁力（Ｈｃ）は２．０A/m超であり、透磁率が１３４
００未満になる。
図６に、実施例１、２、３、４のバルクガラス合金のX線回折パターンを示す。いずれ
もガラス構造のハローパターンを示している。図７に、実施例１、２、３、４のバルクガ
ラス合金の外観写真を示す。金属ガラス合金特有の光沢を示している。
もガラス構造のハローパターンを示している。図７に、実施例１、２、３、４のバルクガ
ラス合金の外観写真を示す。金属ガラス合金特有の光沢を示している。
本発明のＣｏ−Ｆｅ基バルク金属ガラスは０．６T以上の飽和磁化があり、高透磁率が
得られるので、三次元の高透磁率磁心材料アンテナコア材やモータコア材などの高透磁率
磁心材料として特に有用である。また、高強度、高ガラス形成能を有するため、機能材料
（磁気材料）のみならず、構造材料としての利用も期待できる。
得られるので、三次元の高透磁率磁心材料アンテナコア材やモータコア材などの高透磁率
磁心材料として特に有用である。また、高強度、高ガラス形成能を有するため、機能材料
（磁気材料）のみならず、構造材料としての利用も期待できる。
Claims (5)
- [(Co1-ｘFeｘ)0.75B0.25-ａSiａ]100-yMy（ただし、Mは、Nb,Zr,W,Cr,Mo,Hf,V及びTiの中
から選ばれる少なくとも１種の元素であり、かつ０．１４≦ｘ≦０．４３、０．０３≦ａ
≦０．０７、１≦y≦４（原子％）である）で示されることを特徴とするCo-Fe系軟磁性金
属ガラス合金。 - 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
却液体の温度間隔が３５K以上で、換算ガラス化温度Tg/Tl（Tgはガラス遷移温度、Tlは液
相線温度（いずれも絶対温度））が０．５５以上であることを特徴とする請求項1記載のC
o-Fe系軟磁性金属ガラス合金。 - 磁歪(λs)が６×１０-6以下、1kHzでの透磁率(μｅ) が１３４００以上、保磁力(Hc)が
２A/m以下、飽和磁束密度（Ｉｓ）が０．６５T以上、の軟磁気特性を有することを特徴と
する請求項１記載のCo-Fe系軟磁性ガラス合金。 - 厚さ又は直径２ｍｍ〜４ｍｍの範囲でガラス相の体積分率が１００％であることを特徴と
する請求項１記載のCo-Fe系軟磁性ガラス合金。 - 室温で、圧縮強度が３７００MPa以上、ヤング率が１８０GPa以上、ビッカース硬さ(荷重
：100 g、保持時間：15 s)が１０００Hv以上であることを特徴とする請求項1記載のCo-Fe
系軟磁性金属ガラス合金。
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| JP2005265909A JP4694325B2 (ja) | 2005-09-13 | 2005-09-13 | Ｃｏ−Ｆｅ系軟磁性金属ガラス合金 |
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| JP2007077441A true JP2007077441A (ja) | 2007-03-29 |
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| CN115044841A (zh) * | 2022-05-13 | 2022-09-13 | 大连理工大学 | 一种兼具高饱和磁感应强度和大过冷液相区间的Co基块体非晶合金及其制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0444531A (ja) * | 1990-06-11 | 1992-02-14 | Tsunoda Tekko Kk | 表土均し装置付自走式主動機 |
-
2005
- 2005-09-13 JP JP2005265909A patent/JP4694325B2/ja not_active Expired - Fee Related
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