JP2009108415A - アモルファス合金組成物 - Google Patents

Abstract

【課題】高い飽和磁束密度を有しつつ高肉厚化を可能とするアモルファス合金組成物を提供すること。
【解決手段】組成を特定の組成Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙとすると、厚さが３０μｍ以上３００μｍ以下の薄帯形状を有するアモルファス合金組成物や、厚さ０．５ｍｍ以上の板状又は外形１ｍｍ以上の棒状の形状を有するアモルファス合金組成物、厚さ１ｍｍ以上の板状又は棒状の部位を一部に有する所定形状のアモルファス合金組成物などが得られる。ここで、ａ〜ｃ、ｘ、ｙは、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５の条件を満たす。
【選択図】図４

Description

本発明は、トランスやインダクタなどの使用に好適であるアモルファス合金組成物に関し、特に、軟磁性特性を有するＦｅ基アモルファス合金組成物に関する。

従来、トランスやセンサなどにおいて磁芯として用いられてきたＦｅ基アモルファス合金として、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金がある。しかしながら、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金では、アモルファス形成能が低いため、厚さ２０〜３０μｍ程度の連続薄帯しか得ることができない。そのため、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金は、その薄帯を多数重ねて作製した巻き磁芯や積層磁芯としてのみ利用されている。ここで、「アモルファス形成能」とは、合金溶解後の冷却過程におけるアモルファス状態へのなりやすさを表す指標であり、アモルファス形成能が高いことは急速に冷却せずとも結晶化することなくアモルファス状態になることを意味する。

近年、Ｆｅ−Ｃｏ系金属ガラス合金などのようにアモルファス形成能の高いものも見出されてきているが、これらの合金では飽和磁束密度が著しく低い。

特開２００５−２９０４６８号公報 特許第３５９４１２３号公報 特開平０５−２６３１９７号公報

本発明の目的は、高い飽和磁束密度を有しつつ高肉厚化を可能とするアモルファス合金組成物を提供することにある。

本発明者は、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鋭意検討した結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂを含む合金にＰやＣｕなどを添加し、その組成成分を限定することにより、高い飽和磁束密度と高いアモルファス形成能とを同時に達成しうることを見出し、本発明を完成するに至った。

本発明によれば、第１のアモルファス合金組成物として、アモルファス合金組成物Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙであって、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５であり、厚さが３０μｍ以上３００μｍ以下の薄帯形状を有するアモルファス合金組成物が得られる。

また、本発明によれば、第２のアモルファス合金組成物として、アモルファス合金組成物Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙであって、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５であり、厚さ０．５ｍｍ以上の板状又は外形１ｍｍ以上の棒状の形状を有するアモルファス合金組成物が得られる。

また、本発明によれば、第３のアモルファス合金組成物として、アモルファス合金組成物Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙであって、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５であり、厚さ１ｍｍ以上の板状又は棒状の部位を一部に有する所定形状のアモルファス合金組成物が得られる。

更に、本発明によれば、第４のアモルファス合金組成物として、第１乃至第３のアモルファス合金組成物のいずれかであって、Ｂの２ａｔ％以下をＣで置換してなるアモルファス合金組成物が得られる。

本発明によれば、従来に比べ厚みのある薄帯を容易に作製することができることから、結晶化による特性の劣化の低減、及びそれによる歩留まりの向上につながる。

また、本発明によれば、積層数、巻き数や積層間の隙間の低減により磁性体占有率が増加するため、実効的な飽和磁束密度が増大する。加えて、本発明によるアモルファス合金組成物は、高いＦｅ含有量を有しており、この点からも、飽和磁束密度が高くなっている。この高い飽和磁束密度のため、本発明によるアモルファス合金組成物をトランス、インダクタ、ノイズ関連、モーターなどに含まれる磁性部品として用いた場合には、それらの小型化が見込める。さらに安価なＦｅ含有量の増加により原料コストの低減が可能になり、工業的に非常に有意義である。

また、高いアモルファス形成能と高飽和磁束密度を両立させることで、アモルファス構造を持つ棒状、板状、或いは小型複雑形状部材などを従来不可能であった非晶質バルク材料として安価に作製することが可能となり、非晶質バルク材料といった新たな市場も創出され、工業的発展に大いに貢献することが期待できる。

本発明の好ましい実施の形態によるアモルファス合金は、特定の組成Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙを有する。ここで、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５である。

上記特定の組成において、Ｆｅ元素は磁性を担う必須元素である。Ｆｅ元素が７３ａｔ％未満の場合、飽和磁束密度やアモルファス形成能が低い。また安価なＦｅ元素の含有量が低下することはＦｅより高価な元素の含有量が増加することを意味するため、原料費全体が上昇することとなるので工業的に望ましくない。従って、Ｆｅ元素は７３ａｔ％以上であることが望ましい。また、Ｆｅ元素が８５ａｔ％を超えるとアモルファス状態が不安定になりアモルファス形成能や軟磁気特性が低下する。従って、Ｆｅ元素は８５ａｔ％以下であることが望ましい。

上記特定の組成において、Ｂ元素はアモルファスを形成するために必須の元素である。Ｂ元素が９．６５ａｔ％未満の場合、又はＢ元素が２２ａｔ％を超える場合、アモルファス形成能が低下する。従って、Ｂ元素は９．６５ａｔ％以上、２２ａｔ％以下であることが望ましい。

上記特定の組成において、Ｓｉ元素はアモルファスを形成するための元素である。Ｓｉ元素とＢ元素の和が９．６５ａｔ％未満の場合、アモルファス形成元素不足のためアモルファス形成能が低下する。一方、Ｓｉ元素とＢ元素の和が２４．７５ａｔ％を超えると、アモルファス形成元素過剰のためアモルファス形成能が低下し、また相対的にＦｅ含有量が減少することから飽和磁束密度が低下する。従って、Ｓｉ元素とＢ元素の和は、９．６５ａｔ％以上、２４．７５ａｔ％以下であることが望ましい。更に、脆化を考慮すると、Ｓｉ元素を０．３５ａｔ％以上含有することが好ましい。即ち、上記特定の組成において、０．３５ａｔ％≦ｃであることが望ましい。

上記特定の組成において、Ｐ元素はアモルファスを形成するための元素である。Ｐ元素が０．２５ａｔ％未満では十分なアモルファス形成能は得られず、Ｐ元素が５ａｔ％を超えると、脆性が促進され、キュリー点、熱的安定性、アモルファス形成能や軟磁気特性が低下する。従って、Ｐ元素は０．２５ａｔ％以上、５ａｔ％以下であることが望ましい。

上記特定の組成において、Ｃｕ元素はアモルファスを形成するための元素である。Ｃｕ元素が０．３５ａｔ％を超えると、脆化が促進され、熱的安定性及びアモルファス形成能が低下する。従って、Ｃｕ元素は０．３５ａｔ％以下であることが望ましい。

加えて、Ｃｕ元素はＰ元素と複合で添加することが必要である。但し、Ｃｕ元素とＰ元素の割合であるＣｕ含有量／Ｐ含有量（ｙ／ｘ）が０．５を超えると、Ｐ含有量に対しＣｕ含有量が過剰になりアモルファス形成能や軟磁気特性が低下する。従って、Ｃｕ含有量／Ｐ含有量（ｙ／ｘ）は、０．５以下であることが望ましい。

ここで、飽和磁束密度が１．３０Ｔ以上で、且つ、厚みのある薄帯、棒状、板状、複雑形状部材などアモルファス形成能が要求される場合は、上記特定の組成のうち、Ｆｅ元素：７３〜７９ａｔ％、Ｂ元素：９．６５〜１６ａｔ％、Ｂ元素とＳｉ元素の和：１６〜２３ａｔ％、Ｐ元素：１〜５ａｔ％、Ｃｕ元素：０〜０．３５ａｔ％にすることが好ましい。特に、Ｆｅ元素を７５〜７９ａｔ％にすると、良好なアモルファス形成能と１．５Ｔ以上の飽和磁束密度が可能になり、更に好ましい。

一方、薄帯の作製が容易となるようなアモルファス形成能を有し、且つ、１．５５Ｔ以上の高飽和磁束密度を要求される場合には、高Ｆｅ組成領域である、Ｆｅ元素：７９〜８５ａｔ％、Ｂ元素：９．６５〜１５ａｔ％、Ｂ元素とＳｉ元素の和：１２〜２０ａｔ％、Ｐ元素：０．２５〜４ａｔ％、Ｃｕ元素：０．０１〜０．３５ａｔ％にすることが好ましい。

なお、上記特定の組成のうち、Ｂ元素の一部をＣ元素で置換することとしてもよい。但し、Ｂ元素のＣ元素への置換量が２ａｔ％を超えると、アモルファス形成能が低下する。従って、Ｂ元素のＣ元素への置換量は２ａｔ％以下であることが好ましい。

また、上記特定の組成のうち、Ｆｅの一部をＣｏ及びＮｉからなる群から選択された一以上の元素で置換することとしてもよい。Ｆｅ元素のＣｏ、Ｎｉ元素への置換には、アモルファス形成能を下げずに、磁歪の低下による軟磁気特性が向上するという効果がある。但し、Ｆｅ元素のＣｏ、Ｎｉ元素への置換量が３０ａｔ％を超える場合、飽和磁束密度の低下が著しく、実用上重要な１．３０Ｔを下回るため、Ｆｅ元素のＣｏ、Ｎｉ元素への置換量は３０ａｔ％以下であることが好ましい。

更に、上記特定の組成のうち、Ｆｅの一部を、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ及びＷ、並びに希土類元素からなる群から選択された一以上の元素で置換することとしてもよい。ここで、希土類元素はＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ又はＬｕである。Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、希土類元素などの金属元素によるＦｅの一部置換にはアモルファス形成能を向上させる効果がある。但し、Ｆｅの３ａｔ％を超える量を置換するといったような過剰な置換は、Ｆｅ含有量の減少を招くとともに、磁性元素を除くこれら金属元素の自由電子がアモルファス合金の磁気モーメントを希釈させ飽和磁束密度を著しく低下させる。従って、これらの金属元素の置換量は、Ｆｅの３ａｔ％以下であることが好ましい。なお、本発明は、実用上必要とされる特性、例えば耐食性や熱的安定性向上を目的に他の金属成分を添加することを否定するものではない。原料、坩堝などから入る不可避な不純物についても同様である。

上記組成を有するアモルファス合金組成物の場合、アモルファス形成能が高まるため、従来困難であった種々の形状・サイズをとることができる。例えば、上記組成を満たす場合、厚さが３０μｍ以上３００μｍ以下の薄帯形状を有するアモルファス合金組成物や、厚さ０．５ｍｍ以上の板状又は外形１ｍｍ以上の棒状の形状を有するアモルファス合金組成物、更には、厚さ１ｍｍ以上の板状又は棒状の部位を一部に有する所定形状のアモルファス合金組成物を得ることができる。

上述したように、本発明の実施の形態による軟磁性非晶質合金の特徴とするところは、合金の組成の調整と、当該合金を用いた薄帯や棒状、板状、複雑形状部材にあり、その製造にあたっては従来の装置をそのまま利用することが可能である。

例えば、合金の溶解には高周波誘導加熱溶解やアーク溶解などを用いることができる。溶解は、酸化の影響を除くため不活性ガス雰囲気中で行われることが望ましいが、高周波誘導加熱溶解では不活性ガスや還元ガスをフローさせるだけでも十分溶解は可能である。

薄帯や板状部材の作製方法には単ロール液体急冷法や双ロール液体急冷法などがあり、ロールの回転速度や供給溶湯量、ロール間のギャップなどを制御することで薄帯や板状部材の厚みを調整することができ、また石英ノズルなどの溶湯の出鋼口の形状を調整することで薄帯の幅を調整することができる。一方、棒状部材や小型、複雑形状部材などの作製方法には銅鋳型鋳造法や射出成形法などがあり、鋳型形状を調整することでアモルファス合金特有の高強度で軟磁気特性の優れた種々の形状の部材を作製することができる。しかしながら、本発明は、これらに限定されるものではなく、他の作製方法により作製することとしてもよい。図１に棒状の部品や小型、複雑形状部品を作製するのに用いた銅鋳型鋳造装置を側面から見た概略構成を示す。所定の成分組成を有する母合金１を先端に小孔２を有する石英ノズル３に入れ、その石英ノズル３を直径１〜４ｍｍ、長さ１５ｍｍ形状の孔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、高周波発生コイル４により加熱溶融した後、石英ノズル３内の溶融金属１をアルゴンガスの加圧により石英ノズル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ることで棒状試料を得る。

上述の薄帯は、例えば、巻磁心や積層磁心にすることで磁性部品として用いることができる。加えて、上述した特定の組成には、過冷却液体領域を有する組成も含まれており、その試料については結晶化温度を超えない範囲において過冷却液体領域（後述）の近傍温度で粘性流動加工を用いた成形加工も可能である。

本発明では得られたアモルファス合金組成物をＸ線回折法により結晶構造の解析を行い、結晶に起因する鋭いピークがなくハローパターンが観察されるものを「アモルファス相」、鋭い結晶ピークを有するものを「結晶相」とすることでアモルファス形成能の評価を行う。アモルファス合金はその溶湯からの冷却時に結晶化することなくランダムな原子配列のまま固化したものであり、その合金組成物に応じたある一定以上の冷却速度が必要になる。また合金組成物の厚みがあるほど熱容量や熱伝導の影響で冷却速度は遅くなることから合金組成物の厚みや直径による評価も可能である。ここでは後者の評価方法を用いる。詳しくは、単ロール液体急冷法によるアモルファス単相が得られる薄帯の最大の厚みをアモルファスの得られる最大厚さ（ｔ_ｍａｘ）、また銅鋳型鋳造法によるアモルファス単相が得られる棒状の部材の最大の直径をアモルファスの得られる最大直径（ｄ_ｍａｘ）と表し、アモルファス形成能を評価する。最大直径ｄ_ｍａｘが１ｍｍを超えるアモルファス合金組成物はアモルファス形成能に優れており、単ロール液体急冷法においても３０μｍ以上の連続薄帯を容易に作製することができる。なお、試料形状が棒状の場合はその断面をＸ線解析法により評価し、試料形状が薄帯の場合は冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない面をＸ線回折法により評価する。一例として、図２に本発明の一実施例によるアモルファス合金組成物の試料の断面のＸ線回折プロファイルを示す。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、Ｆｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５からなるものであり、銅鋳型鋳造法により作製した直径２．５ｍｍ、長さ１５ｍｍの棒状のものである。図２に示すように、Ｆｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５の棒状試料は、結晶に起因する鋭いピークがなくブロードなハローパターンのみが観察され、アモルファス単相と認められる。この棒状試料の断面を光学顕微鏡で見た結果を図３に示す。図３に示すように結晶粒子のないアモルファス単相の組織が認められる。他の例として、図４に本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料の表面のＸ線回折プロファイルを示す。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、Ｆｅ_８２．９Ｓｉ_６Ｂ_１０Ｐ_１Ｃｕ_０．１からなるものであり、単ロール液体急冷法により作製した厚さ３０μｍの薄帯である。図４に示すように、Ｆｅ_８２．９Ｓｉ_６Ｂ_１０Ｐ_１Ｃｕ_０．１の薄帯試料は、結晶に起因する鋭いピークがなくブロードなハローパターンのみが観察され、アモルファス単相と認められる。

上述した特定の組成を有するアモルファス合金組成物をＡｒなどの不活性雰囲気中で昇温すると、一般に５００〜６００℃近傍で当該組成物の結晶化に伴う発熱現象が起こる。更に、組成によっては結晶化する温度よりも低温側において、ガラス遷移に伴う吸熱現象を伴う場合もある。ここで、結晶化現象の開始温度を結晶化温度（Ｔｘ）、またガラス遷移の開始温度をガラス遷移温度（Ｔｇ）と規定し、更に、結晶化温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇの間の温度範囲を過冷却液体領域（ΔＴｘ：ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ）と規定する。なお、これらのガラス遷移温度や結晶化温度は示差走査熱量分析装置（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）を用い、０．６７℃／秒の昇温速度で熱分析を行うことで評価することができる。図５に、本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料を０．６７℃／秒で昇温したときのＤＳＣ測定結果を示す。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、Ｆｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５からなるものであり、単ロール液体急冷法にて作製した厚さ２０μｍの薄帯である。図５に示すように、組成Ｆｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５の試料の場合、結晶化に伴う発熱ピークの低温側に過冷却液体領域と呼ばれる吸熱ピークが出現する。同一組成のアモルファス単相部材ならば薄帯や棒状部材などの形状によらずほぼ同一のＤＳＣ測定結果を得ることができる。よく知られるように、過冷却液体領域はアモルファス構造の安定化に関係しており、過冷却液体領域が広いほどアモルファス形成能は高い。

本実施の形態におけるアモルファス薄帯、棒状、板状などの部材では熱処理を施すことで冷却中や成形中に加えられた内部応力を緩和し、Ｈｃや透磁率などの軟磁気特性を向上させることができる。この熱処理は結晶化温度Ｔｘ以下の温度範囲で行うことができる。上述した特定の組成を有するアモルファス合金組成物のうち、特に過冷却液体領域を有するアモルファス合金についてはガラス遷移温度Ｔｇの近傍で３〜３０分程度の短時間熱処理することにより内部応力をほぼ完全に緩和することができ、非常に優れた軟磁気特性を得ることができる。また熱処理時間を長くすることでより低温での熱処理も可能になる。なお、本実施の形態における熱処理はＮ_２やＡｒなどの不活性ガス中や真空中で行うものとするが、本発明はそれに限定するものではなく、他の適切な雰囲気中で行うこととしてもよい。加えて、静磁場中、回転磁場中又は応力印加中で熱処理することも可能である。図６に本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料と従来例による比較試料についての保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度依存性を示す。ここで、実施例の試料のアモルファス合金組成物は単ロール液体急冷法にて作製したＦｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５からなる厚さ２０μｍの薄帯であり、比較試料は、単ロール液体急冷法にて作製したＦｅ_７８Ｓｉ_９Ｂ_１３からなる厚さ２０μｍの薄帯である。保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーにより評価した。またＦｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５組成では各温度５分間、Ｆｅ_７８Ｓｉ_９Ｂ_１３組成では各温度３０分間Ａｒ雰囲気中で熱処理を行った。実施例によるＦｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５組成試料では熱処理を施すことで大幅に保磁力Ｈｃが低下し、特にガラス遷移温度Ｔｇより低温側で顕著である。それに対し比較試料の場合、熱処理を施しても保磁力Ｈｃは１０Ａ／ｍ程度である。

以下に本発明の実施の形態について、複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。

（実施例１〜１４、比較例１〜５）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕの原料をそれぞれ下記の表１に記載の本発明の実施例１〜１４、及び比較例１〜５の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔ_ｍａｘを測定した。最大厚さｔ_ｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でもアモルファス構造が得られ、高いアモルファス形成能を有することを意味している。また完全にアモルファス単相である厚さ２０μｍのときの薄帯について、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating-Sample Magnetometer）により飽和磁束密度（Ｂｓ）を、直流ＢＨトレーサーにより保磁力Ｈｃ評価した。熱処理は、Ａｒ雰囲気中で行うこととし、熱処理条件は、ガラス遷移を有する組成についてはガラス遷移温度Ｔｇより３０℃低温で５分間、またガラス遷移が存在しない組成については４００℃で３０分間とした。本発明の実施例１〜１４、及び比較例１〜５の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃ、最大厚さｔ_ｍａｘ及びその薄帯幅の測定結果をそれぞれ表１に示す。

表１に示されるように、実施例１〜１４のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ元素からなる従来のアモルファス組成物である比較例５と比べてアモルファス形成能が高く、４０μｍ以上の最大厚さｔ_ｍａｘを有している。更に、実施例１〜１４のアモルファス合金組成物は、保磁力Ｈｃも９Ａ／ｍ以下と非常に低い値を有している。

ここで、表１に掲げられた組成のうち、実施例１〜１１、比較例１、２にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、Ｆｅの含有量であるａの値を７０原子％から７８．９原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１から１１の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧４０μｍ、Ｈｃ≦９Ａ／ｍのすべての条件を満たしており、この場合の７３≦ａの範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。また実施例２〜１１のようにＦｅの含有量は飽和磁束密度Ｂｓに大きな影響を及ぼすものであり、１．５０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得るためにはＦｅ含有量を７５ａｔ％以上にすることが好ましい。ａ＝７０、７１である比較例１、２の場合は、磁性元素であるＦｅの含有量が少なく、飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ未満であり、保磁力Ｈｃも９Ａ／ｍを超える。また比較例１の場合はアモルファス形成能が低下し、最大厚さｔ_ｍａｘが４０μｍ未満となり、この点においても、上掲の条件を満たしていない。

表１に掲げられた組成のうち、実施例３、５、１２、１３、比較例３にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、Ｂの含有量であるｂの値を１０原子％から２４原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例３、５、１２、１３の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧４０μｍ、Ｈｃ≦９Ａ／ｍのすべての条件を満たしており、この場合のｂ≦２２の範囲が本発明におけるパラメータｂの条件範囲となる。ｂ＝２４である比較例３の場合は、アモルファス形成能が低下し、最大厚さｔ_ｍａｘが４０μｍ未満となり、保磁力Ｈｃも９Ａ／ｍを超える。

表１に掲げられた組成のうち、実施例１０〜１４、比較例４にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、ＢとＳｉの含有量の和であるｂ＋ｃの値を１６原子％から２５．７５原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１０〜１４の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧４０μｍ、Ｈｃ≦９Ａ／ｍのすべての条件を満たしており、この場合のｂ＋ｃ≦２４．７５の範囲が本発明におけるパラメータｂ＋ｃの条件範囲となる。ｂ＋ｃ＝２５．７５である比較例４の場合は、アモルファス形成能が低下し、最大厚さｔ_ｍａｘが４０μｍ未満であり、保磁力Ｈｃも９Ａ／ｍを超える。

（実施例１５〜４２、比較例６〜１４）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕの原料をそれぞれ下記の表２に記載の本発明の実施例１５〜４２及び比較例６〜１４の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔ_ｍａｘを測定した。また、それぞれの試料について３０μｍの薄帯も形成し、同様にして、Ｘ線回折法で評価することにより、アモルファス相であるか結晶相であるかの判定もした。加えて、作製した薄帯について飽和磁束密度Ｂｓも測定した。但し、最大厚さｔ_ｍａｘが２０μｍ未満でアモルファス単相の薄帯ができない試料については、アモルファスの特性を反映しないため、ＶＳＭによる測定は行わない。本発明の実施例１５〜４２、及び比較例６〜１４の組成におけるアモルファス合金組成物薄帯の飽和磁束密度Ｂｓ、最大厚さｔ_ｍａｘ、薄帯幅及び３０μｍ薄帯のＸ線回折の測定結果をそれぞれ表２に示す。

表２に示されるように、実施例１５〜４２のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．５５Ｔ以上であり、比較例５よりも大きく、薄帯の量産が実用上可能な３０μｍ以上の最大厚さｔ_ｍａｘを有している。

ここで、表２に掲げられた組成のうち、実施例１５〜４２、比較例１３、１４にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、Ｆｅの含有量であるａの値を７９原子％から８６原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１５から４２の場合は、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。よって、この場合のａ≦８５の範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となり、表１の実施例１〜１４、比較例１〜５の結果とあわせて７３≦ａ≦８５の範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。Ｆｅ元素が８５．９、８６ａｔ％である比較例１３、１４の場合はＦｅ含有量が過剰であるためアモルファスは形成されない。

表２に掲げられた組成のうち、実施例３８、３９、比較例１３にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、Ｂの含有量であるｂの値を９原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例３８、３９の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。よって、この場合のｂ≧９．６５の範囲が本発明におけるパラメータｂの条件範囲となり、表１の実施例１〜１４、比較例１〜５の結果とあわせて９．６５≦ｂ≦２２の範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。ｂ＝９である比較例１３の場合、アモルファスは形成されない。

表２に掲げられた組成のうち、実施例１５、３８〜４２、比較例１３にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、ＢとＳｉの含有量の和であるｂ＋ｃの値を９原子％から２０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１５、３８〜４２の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。よって、この場合のｂ＋ｃ≧９．６５の範囲が本発明におけるパラメータｂ＋ｃの条件範囲となり、表１の実施例１〜１４、比較例１〜５の結果とあわせて９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５の範囲が本発明におけるパラメータｂ＋ｃの条件範囲となる。ｂ＋ｃ＝９である比較例１３の場合、アモルファスは形成されない。

表２に掲げられた組成のうち、実施例３０〜３４、比較例１０〜１２にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、Ｐの含有量であるｘの値を０原子％から７原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例３０〜３４の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。よって、この場合の０．２５≦ｘ≦５の範囲が本発明におけるパラメータｘの条件範囲となる。ｘ＝０、７である比較例１０〜１２の場合、アモルファスは形成されない。

表２に掲げられた組成のうち、実施例２１〜２７、比較例８にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、Ｃｕの含有量であるｙの値を０原子％から０．５原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２１〜２７の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。よって、この場合の０≦ｘ≦０．３５の範囲が本発明におけるパラメータｘの条件範囲となる。更に、実施例２２、２３から理解されるように、Ｃｕの含有量が微量でもアモルファス形成能に非常に効果があり、０．０１ａｔ％以上が好ましく、また０．０２５ａｔ％以上が更に好ましい。ｙ＝０．５である比較例８の場合、アモルファスは形成されない。

表２に掲げられた組成のうち、実施例２１、２８、２９、比較例９にかかるものは、Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙにおいて、ＣｕとＰの比であるｙ／ｘ値を０から０．６７まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２１、２８、２９の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。よって、この場合の０≦ｘ≦０．５の範囲が本発明におけるパラメータｘの条件範囲となる。ｙ／ｘ＝０．６７である比較例９の場合、アモルファスは形成されない。

（実施例４３〜４９、比較例１５、１６）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕの原料をそれぞれ下記の表３に記載した本発明の実施例４３〜４９及び比較例１５、１６の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約３０μｍ、幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔ_ｍａｘを測定した。また、作製した薄帯について飽和磁束密度Ｂｓも測定した。本発明の実施例４３〜４９、比較例１５、１６の組成におけるアモルファス合金組成物薄帯のＸ線回折、飽和磁束密度Ｂｓ、薄帯の厚さ及び密着曲げの評価結果をそれぞれ表３に示す。

表３に示されるように、実施例４３〜４９のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であって、薄帯の量産が実用上可能な３０μｍ以上の最大厚さｔ_ｍａｘを有している。また比較例１５、１６は、最大厚さｔ_ｍａｘが３０μｍ以上であるものの、飽和磁束密度Ｂｓが１．３０未満である。実施例４３〜４９、比較例１５、１６について密着曲げを評価すると、実施例４３及び比較例１５、１６で密着曲げができず脆化することから、ＢとＳｉの含有量の和であるｂ＋ｃは１０ａｔ％以上、２２ａｔ％以下、またＳｉ元素は０．３５ａｔ％以上、１２ａｔ％以下が好ましい。

（実施例５０〜５２、比較例１７〜２０）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｆｅ_８０Ｃ_２０の原料をそれぞれ下記の表４に記載の本発明の実施例５０〜５２及び比較例１７〜２０の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅鋳型鋳造法にて直径１〜３ｍｍの円柱状の穴を持つ銅鋳型に鋳込み、種々の直径で長さ約１５ｍｍの棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面をＸ線回折法にて評価することにより、それぞれの棒状試料について最大直径ｄ_ｍａｘを測定した。加えて、完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、ＤＳＣによりガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化温度Ｔｘの測定から過冷却液体領域ΔＴｘを算出する一方、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。ただし１ｍｍ以上のアモルファス単相の棒状の試料が作製できない合金については厚さ２０μｍの薄帯にて飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例５０〜５２及び比較例１７〜２０の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、過冷却液体領域ΔＴｘ及び最大直径ｄ_ｍａｘの測定結果をそれぞれ表４に示す。

表４に示されるように、実施例５０〜５２のアモルファス合金組成物は、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、且つ、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、更には、１ｍｍ以上の外径を有している。これに対して比較例１７は過冷却液体領域ΔＴｘを有せず最大直径ｄ_ｍａｘが１ｍｍ未満である。また、比較例１８〜２０は従来から知られている代表的な金属ガラス合金であり、過冷却液体領域ΔＴｘを有し、アモルファス単相の得られる棒状試料の直径が１ｍｍを超えているものの、Ｆｅ含有量が少なく、飽和磁束密度Ｂｓが１．３０未満である。

（実施例５３〜６２、比較例２１〜２３）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｎｂの原料をそれぞれ下記の表５に記載の本発明の実施例５３〜６２及び比較例２１〜２３の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅鋳型鋳造法にて直径１ｍｍ、長さ１５ｍｍの円柱状の穴を持つ銅鋳型に鋳込み、棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面をＸ線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。また完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、ＤＳＣによりガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化温度Ｔｘの測定から過冷却液体領域ΔＴｘを算出する一方、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例５３〜６２及び比較例２１〜２３の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、過冷却液体領域ΔＴｘ及び直径１ｍｍの棒状試料の断面のＸ線回折の測定結果をそれぞれ表５に示す。

表５に示されるように、実施例５３〜６２のアモルファス合金組成物は、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、且つ、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、更に、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有している。

表５に掲げられた組成のうち、実施例５３〜５７、比較例２１にかかるものは、Ｆｅ元素をＣｏ元素で０ａｔ％から４０ａｔ％まで置換した場合に相当する。このうち実施例５３〜５７の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｄ_ｍａｘ≧１ｍｍの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有している。Ｃｏ元素を４０ａｔ％含有している比較例２１は、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有するものの、Ｃｏ元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度Ｂｓは１．３０Ｔ未満である。

表５に掲げられた組成のうち、実施例５３、５８、比較例２２にかかるものは、Ｆｅ元素をＮｉ元素で０ａｔ％から４０ａｔ％まで置換した場合に相当する。このうち実施例５３、５８の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｄ_ｍａｘ≧１ｍｍの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有している。Ｎｉ元素を４０ａｔ％含有している比較例２２は、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有するものの、Ｎｉ元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度Ｂｓは１．３０Ｔ未満である。

表５に掲げられた組成のうち、実施例５９〜６２、比較例２３にかかるものは、Ｆｅ元素をＣｏ元素とＮｉ元素で０ａｔ％から４０ａｔ％まで複合的に置換した場合に相当する。このうち実施例５９〜６２の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｄ_ｍａｘ≧１ｍｍの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有している。Ｃｏ元素とＮｉ元素を合計で４０ａｔ％含有している比較例２３は、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有しているものの、Ｎｉ元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度Ｂｓは１．３０Ｔ未満である。

なお、上記の各実施例に対してＣｕを添加してなるアモルファス合金組成物について評価を詳細に行った結果、実施例５６、５８と同様に、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、且つ、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、更には、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有していた。

（実施例６３〜６６、比較例２４）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｆｅ_８０Ｃ_２０の原料をそれぞれ下記の表６に記載の本発明の実施例６３〜６６及び比較例２４の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅鋳型鋳造法にて直径１〜４ｍｍの円柱状の穴を持つ銅鋳型に鋳込み、種々の直径で長さ約１５ｍｍの棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面をＸ線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。加えて、完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、ＤＳＣによりガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化温度Ｔｘの測定から過冷却液体領域ΔＴｘを算出する一方、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。ただし１ｍｍ以上のアモルファス単相の棒状の試料が作製できない合金については厚さ２０μｍの薄帯にて飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例６３〜６６及び比較例２４の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、過冷却液体領域ΔＴｘ及び最大直径ｄ_ｍａｘの測定結果をそれぞれ表６に示す。

表６に示されるように、実施例６３〜６６のアモルファス合金組成物は、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、しかも３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、更には、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有している。

表６に掲げられた組成のうち、実施例６３〜６６及び比較例２４にかかるものは、Ｃ元素を０ａｔ％から４ａｔ％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例６３〜６６の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｄ_ｍａｘ≧１ｍｍの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有している。Ｃ元素を４ａｔ％含有している比較例２４では過冷却液体領域ΔＴｘが狭くなり、最大直径ｄ_ｍａｘは１ｍｍ未満となる。

（実施例６７〜９８、比較例２５）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｆｅ_８０Ｃ_２０、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｄｙ、ＭＭ（ミッシュメタル）の原料をそれぞれ下記の表７に記載の本発明の実施例６７〜９８及び比較例２５の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅鋳型鋳造法にて直径１〜４ｍｍの円柱状の穴を持つ銅鋳型に鋳込み、種々の直径で長さ約１５ｍｍの棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面をＸ線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。加えて、完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、ＤＳＣによりガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化温度Ｔｘの測定から過冷却液体領域ΔＴｘを算出する一方、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。ただし１ｍｍ以上のアモルファス単相の棒状の試料が作製できない合金については厚さ２０μｍの薄帯にて飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例６７〜９８及び比較例２５の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、過冷却液体領域ΔＴｘ及び最大直径ｄ_ｍａｘの測定結果をそれぞれ表７に示す。

表７に示されるように、実施例６７〜９８のアモルファス合金組成物は、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、しかも３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、更には、１ｍｍ以上の外径を有している。

表７に掲げられた組成のうち、実施例６７〜７２及び比較例２５にかかるものは、Ｆｅ元素と置換可能な金属元素であるＮｂ元素について０ａｔ％から４ａｔ％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例６７〜７２の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｄ_ｍａｘ≧１ｍｍの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有している。Ｎｂ元素を４ａｔ％含有している比較例２５は、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、最大直径ｄ_ｍａｘが１ｍｍであるものの、Ｎｂ元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度Ｂｓは１．３０Ｔ未満である。

表７に掲げられた組成のうち、実施例６７〜９８にかかるものは、Ｆｅ元素を金属元素であるＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、希土類元素で置換した場合に相当する。このうち実施例６７〜９８の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｄ_ｍａｘ≧１ｍｍの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有している。

なお、上記の各実施例に対してＣｕを添加してなるアモルファス合金組成物について評価を詳細に行った結果、実施例６９、７０、８３、８９、９２、９４、９６と同様に、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、且つ、３０℃以上の明瞭な過冷却液体領域ΔＴｘを有し、更には、１ｍｍ以上の最大直径ｄ_ｍａｘを有していた。

（実施例９９〜１０６、比較例２６〜２９）
工業的にはより幅の広い連続薄帯が有用となるので、さらに幅広の試料を作製した。一般に薄帯の幅が広くなると液急冷速度が減少するため最大厚さｔ_ｍａｘは小さくなる。Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｆｅ_８０Ｃ_２０、Ｎｂの原料を表８に記載の本発明の実施例９９〜１０６及び比較例２６〜２９の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて種々の厚さを持つ幅約５〜１０ｍｍ、長さ５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔ_ｍａｘを測定した。また完全にアモルファス単相からなる薄帯を用いて、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例９９〜１０６及び比較例２６〜２９の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、最大厚さｔ_ｍａｘ、薄帯幅の測定結果をそれぞれ表８に示す。

表８に示されるように、本発明の実施例９９〜１０６のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ元素からなる従来のアモルファス組成物である比較例２６、２７と比べアモルファス形成能が高く、３０μｍ以上の最大厚さｔ_ｍａｘを有している。

表８に掲げられた組成のうち、実施例９９、１０１、１０３、１０５、比較例２６、２８にかかるものは、約５ｍｍ幅の薄帯であり、また実施例１００、１０２、１０４、１０６、比較例２７、２９にかかるものは、約１０ｍｍ幅の薄帯である。このうち実施例９９〜１０６の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔ_ｍａｘ≧３０μｍの条件を満たす。これに対し比較例２６、２７では、飽和磁束密度Ｂｓは高いものの最大厚さｔ_ｍａｘが３０μｍ未満であり、比較例２８、２９では最大厚さｔ_ｍａｘは高いものの飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ未満である。

（実施例１０７、１０８、比較例３０〜３２）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｆｅ_８０Ｃ_２０、Ｎｂ、Ａｌ、Ｇａの原料を表９に記載の本発明の実施例１０７及び１０８並びに比較例３０〜３２の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を用いて通常、厚板の作製に用いられる双ロール急冷装置を用い、幅５ｍｍ、厚さ０．５ｍｍの板状試料を作製した。これら板状試料の断面をＸ線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。また完全にアモルファス単相からなる板状試料を用いて、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。ただしアモルファス単相の板状の試料が作製できない合金については厚さ２０μｍの薄帯にて飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例１０７及び１０８並びに比較例３０〜３２の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓと板状試料の断面のＸ線回折の測定結果をそれぞれ表９に示す。

表９に示されるように、実施例１０７及び１０８のアモルファス合金組成物は、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、しかも０．５ｍｍ以上の厚さを有するものである。これに対して比較例３０では、飽和磁束密度Ｂｓは高いもののアモルファス形成能が低いため０．５ｍｍ厚のアモルファス単相の板状の試料を作製することはできない。また、比較例３１、３２は従来から知られている代表的な金属ガラス合金であり、過冷却液体領域ΔＴｘを有し、０．５ｍｍ厚のアモルファス単相の板状の試料を得ることができるものの、Ｆｅ含有量が少なく飽和磁束密度Ｂｓが１．３０未満である。

（実施例１０９、１１０、比較例３３〜３５）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ_７５Ｐ_２５、Ｃｕ、Ｆｅ_８０Ｃ_２０、Ｎｂ、Ａｌ、Ｇａの原料を表１０に記載の本発明の実施例１０９及び１１０並びに比較例３３〜３５の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を用いて図７に示すような外形２ｍｍの板の中心に外形１ｍｍ、長さ５ｍｍの棒が垂直に配置されてなる形状を有するように一体に形成された試料と、図８に示すような外径１０ｍｍ、内径６ｍｍ、厚さ１ｍｍのリング形状の試料を銅鋳型鋳造法にて作製した。これらの試料については、それぞれをメノウ乳鉢で粉砕した粉末をＸ線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。また完全にアモルファス単相からなる図８形状の試料を用いて、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。ただしアモルファス単相の試料が作製できない合金については厚さ２０μｍの薄帯にて飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例１０９及び１１０並びに比較例３３〜３５の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓと図７、８に示す形状の試料のＸ線回折の測定結果をそれぞれ表１０に示す。

表１０に示されるように、実施例１０９、１１０のアモルファス合金組成物は、いずれも１．３０Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを有し、しかも図７、８に示される形状のいずれの場合であっても、アモルファス単相の試料を作製することのできるものである。これに対して比較例３３では、飽和磁束密度Ｂｓは高いもののアモルファス形成能が低いため図７、８形状ともにＸ線回折結果は結晶相となっている。また、比較例３４、３５では、飽和磁束密度がＢｓが１．３０未満であり、更には、比較例３４では図７に示される形状の場合におけるＸ線回折結果が結晶相となっている。

銅鋳型鋳造法により棒状の試料を作製するのに用いる装置を概略的に示す側面図である。 本発明の一実施例によるアモルファス合金組成物の試料の断面のＸ線解析結果を示すグラフである。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、Ｆｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５からなるものであり、銅鋳型鋳造法により作製した直径２．５ｍｍの棒状のものである。 図２の試料の断面の光学顕微鏡写真のコピーを示す図である。 本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料の表面のＸ線回折結果を示すグラフである。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、Ｆｅ_８２．９Ｓｉ_６Ｂ_１０Ｐ_１Ｃｕ_０．１からなるものであり、単ロール液体急冷法により作製した厚さ３０μｍの薄帯である。 本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料を０．６７℃／秒で昇温したときのＤＳＣ曲線を示すグラフである。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、Ｆｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５からなるものであり、厚さ２０μｍの薄帯である。 本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料と従来例による比較試料についての保磁力の熱処理温度依存性を示すグラフである。ここで、実施例の試料のアモルファス合金組成物はＦｅ_７６Ｓｉ_９Ｂ_１０Ｐ_５からなる厚さ２０μｍの薄帯であり、比較試料は、Ｆｅ_７８Ｓｉ_９Ｂ_１３からなる厚さ２０μｍの薄帯である。 磁性部材の一例の外観を示した斜視図である。 磁性部材の一例の外観を示した斜視図である。

符号の説明

１ 溶融合金
２ 小孔
３ 石英ノズル
４ 高周波コイル
５ 棒形状の型
６ 銅製金型

Claims (4)

1. アモルファス合金組成物Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙであって、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５であり、厚さが３０μｍ以上３００μｍ以下の薄帯形状を有するアモルファス合金組成物。
2. アモルファス合金組成物Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙであって、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５であり、厚さ０．５ｍｍ以上の板状又は外形１ｍｍ以上の棒状の形状を有するアモルファス合金組成物。
3. アモルファス合金組成物Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣｕ_ｙであって、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５であり、厚さ１ｍｍ以上の板状又は棒状の部位を一部に有する所定形状のアモルファス合金組成物。
4. 請求項１乃至請求項３のいずれかに記載のアモルファス合金組成物であって、Ｂの２ａｔ％以下をＣで置換してなるアモルファス合金組成物。