JPH04314846A - 少くとも９０％がガラス質の磁性金属ガラス及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】本発明は、高い透磁率、低い磁気歪、低い
保磁力、低い交流コア損（ａｃ　　ｃｏｒｅ　　ｌｏｓ
ｓ）、低い励磁電力および高い熱安定性をもつ少くとも
９０％ガラス質の磁性を高めた金属ガラス及びその製造
方法に関する。

【０００２】周知のとおり、金属ガラスは広範囲にわた
る秩序をもたない準安定性物質である。ガラス質合金の
Ｘ線回折走査は、無機酸化物ガラスに関して観察される
ものと類似の散乱ハロを示すにすぎない。

【０００３】金属ガラス（非晶質合金）は米国特許第３
，８５６，５１３号（１９７４年１２月２４日にＨ．Ｓ
．チエンらに付与）明細書に示されている。これらの合
金のには、式ＭａＹｂＺｃをもつ組成物が含まれる。 式中Ｍは鉄、ニッケル、コバルト、バナジウムおよびク
ロムよりなる群から選ばれる金属であり、Ｙはリン、ホ
ウ素および炭素よりなる群から選ばれる元素であり、Ｚ
はアルミニウム、ケイ素、スズ、ゲルマニウム、インジ
ウム、アンチモンおよびベリリウムよりなる群から選ば
れる元素であり、“ａ”はほぼ６０〜９０原子％の範囲
にあり、“ｂ”はほぼ１０〜３０原子％の範囲にあり、
“ｃ”はほぼ０．１〜１５原子％の範囲にある。また式
ＴｉＸｊをもつ金属ガラスワイヤも示されている。式中
Ｔは少なくとも１種の遷移金属であり、Ｘはリン、ホウ
素、炭素、アルミニウム、ケイ素、スズ、ゲルマニウム
、インジウム、ベリリウムおよびアンチモンよりなる群
から選ばれ、“ｉ”はほぼ７０〜８７原子％の範囲にあ
り、“ｊ”はほぼ１３〜３０原子％の範囲にある。これ
らの材料は今日では当技術分野で周知の加工技術を用い
てメルトから急冷することにより好都合に製造される。

【０００４】金属ガラスは米国特許第４，０６７，７３
２号（１９７８年１月１０日付与）明細書にも示されて
いる。これらのガラス質合金には式ＭａＭ’ｂＣｒｃＭ
”ｄＢｅをもつ組成物が含まれる。式中Ｍは鉄族元素（
鉄、コバルトおよびニッケル）のうちの１種であり、Ｍ
’は残りの鉄族元素２種のうち少なくとも１種であり、
Ｍ”はバナジウム、マンガン、モリブデン、タングステ
ン、ニオブおよびタンタルのうち少なくとも１種の元素
であり、Ｂはホウ素であり、“ａ”はほぼ４０〜８５原
子％、“ｂ”は０〜ほぼ４５原子％、“ｃ”および“ｄ
”は双方とも０〜ほぼ２０原子％、“ｅ”はほぼ１５〜
２５原子％の範囲にあり、だし“ｂ”，“ｃ”および“
ｄ”は同時に０ではない。このようなガラス質合金は改
良された極限引張り強さ、改善された硬度、および改善
された熱安定性という予想外の組合わせをもつと記載さ
れている。

【０００５】これらの記載は、広範な特許請求の範囲に
包含される多くの金属ガラスに関する格別なまたは独特
の磁性についても述べている。しかし、テープレコーダ
ーヘッド、リレーコア、変成器など特殊な用途のために
は先行技術による金属ガラスよりも高い透磁率、低い磁
気歪、低い保磁力、低いコア損、低い励磁電力、および
高い熱安定性を合わせもつ金属ガラスが必要とされる。

【０００６】本発明者らは、高い透磁率、低い磁気歪、
低い保磁力、低い交流コア損、低い励磁電力および高い
熱安定性を合わせもつ少くとも９０％ガラス質の金属ガ
ラスを発明した（特開昭５８−４２７５９号公報参照）
。この金属ガラスは本質的に鉄６６〜８２原子％（この
金属の１〜８原子％はニッケルおよびコバルトのうち少
なくとも１種により置換されていてもよい）、クロム、
モリブデン、タングステン、バナジウム、ニオブ、タン
タル、チタン、ジルコニウムおよびハフニウムよりなる
群から選ばれる少なくとも１種の元素１〜６原子％、ホ
ウ素１７〜２８原子％（このホウ素の０．５〜６原子％
はケイ素により置換されていてもよく、ホウ素の２原子
％まではケイ素により置換されていてもよい）ならびに
付随する不純物よりなる。この金属ガラスはテープレコ
ーダーヘッド、リレーコア、変成器などに使用するのに
適している。

【０００７】本発明はこの金属ガラスの磁性をさらに改
善することに関するものであり、高い透磁率、低い飽和
磁気歪、低い保磁力、低い交流コア損、低い励磁電力、
および高い熱安定性を合わせ有する磁性金属ガラス及び
その製造方法に関するものである。すなわち、（ｉ）本
質的に鉄６６〜８２原子％（この金属の１〜８原子％は
ニッケルおよびコバルトのうち少なくとも１種により置
換されていてもよい）、クロム、モリブデン、タングス
テン、バナジウム、ニオブ、タンタル、チタン、ジルコ
ニウムおよびハフニウムよりなる群から選ばれる少なく
とも１種の元素１〜６原子％、ホウ素１７〜２８原子％
（このメタロイドの０．５〜６原子％はケイ素により、
又このメタロイドの２原子％までは炭素によりそれぞれ
置換されていてもよい）ならびに付随する不純物よりな
る組成の合金の溶融体を速やかに急冷して磁性金属ガラ
スをつくり、次に （ｉｉ）得られた金属ガラスを該非晶質金属のマトリッ
クス中に個々別々の粒子（ｄｉｓｃｒｅｔｅ　　ｐａｒ
ｔｉｃｌｅｓ）の析出を誘起するのに十分な温度及び時
間アニーリングする各工程からなる磁性を高めた磁性金
属ガラスの製造方法、及び上記組成を有し、かつ成分中
に個々別々の粒子が存在し、それらの粒子が０．１〜０
．３μｍの範囲の平均粒径および１〜１０μｍの平均粒
子間隔を有する、上記製造方法により製造された金属ガ
ラスに関する。

【０００８】上記合金組成において、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒおよび／またはＨｆの濃度
が１原子％よりも低いと、透磁率、飽和磁気歪、保磁力
、交流コア損および熱安定性が十分に改善されない。 またこれらの元素のうち少なくとも１種の濃度が６原子
％よりも大きいと、キユリー温度が許容できないほど低
くなる。

【０００９】鉄は室温で高い飽和磁化をもたらす。従っ
て金属含量は好ましくは鉄が実質的であり、クロム、モ
リブデン、タングステン、バナジウム、ニオブ、タンタ
ル、チタン、ジルコニウムおよび／またはハフニウムの
存在による室温飽和磁化の低下を補償するために８原子
％までがニッケルおよび／またはコバルトとする。ニッ
ケルを添加すると透磁率が高まる。

【００１０】これらの金属ガラスの例には下記のものが
含まれる。

【００１１】

【化１】 （式中の数字は原子％である）。すべての合金の純度は
商業的に普通に認められるものである。

【００１２】クロム、モリブデン、タングステン、バナ
ジウム、ニオブ、タンタル、チタン、ジルコニウムおよ
び／またはハフニウムの存在により結晶化温度が上昇し
、一方では同時にガラス質合金のキユリー温度が低下す
る。これらの温度の間隔が大きくなることにより磁気ア
ニーリング、すなわちキユリー温度近くの温度での熱ア
ニーリングを容易にする。磁性材料をそのキユリー温度
付近でアニーリングすることにより諸特性を改善するこ
とができる。クロム、モリブデン、タングステン、バナ
ジウム、ニオブ、タンタル、チタン、ジルコニウムおよ
び／またはハフニウムの濃度の上昇に伴って結晶化温度
が上昇し、その結果キユリー温度付近であって結晶化温
度よりも低い、高められた温度において容易にアニーリ
ングを行なうことができる。このようなアニーリングは
、前記の合金組成に類似するがこれらの元素を含有しな
い合金については行なうことができない。他方、これら
の元素、すなわち、クロム、モリブデン、タングステン
、バナジウム、ニオブ、タンタル、チタン、ジルコニウ
ムおよび／またはハフニウムの濃度が高すぎると、ある
種の用途には望ましくないと思われる水準にまでキユリ
ー温度が低下してしまう。ホウ素およびケイ素がそれぞ
れ主メタロイド成分および副メタロイド成分である金属
ガラスについて好ましいクロム、モリブデン、タングス
テン、バナジウム、ニオブ、タンタル、チタン、ジルコ
ニウムおよび／またはハフニウムの濃度は２〜４原子％
である。

【００１３】メタロイド含量は本質的に（１）少量のケ
イ素を含む実質量のホウ素、（２）ホウ素プラスケイ素
、および（３）ホウ素およびケイ素プラス少量の炭素よ
りなることが好ましい。メタロイド含量が１７〜２８原
子％の範囲にあることが最大の熱安定性を得るために好
ましい。

【００１４】好ましい金属ガラス系は下記のものである
。 １．Ｆｅ−Ｍ−Ｍｏ−Ｂ−Ｓｉ：Ｆｅ１００−ａ−ｂ−
ｃ−ｄＭａＭｏｂＢｃＳｉｄ。

【００１５】式中Ｍはニッケルおよびコバルトのうち少
なくとも１種である。（ｃ＋ｄ）が１８である場合、ａ
，ｂ，ｃおよびｄの好ましい範囲はそれぞれ２〜８，１
〜４，１４〜１７．５および０．５〜４である。（ｃ＋
ｄ）が２２である場合、ａ，ｂ，ｃおよびｄの好ましい
範囲はそれぞれ２〜８，１〜６，１５〜２０．５および
０．５〜６である。（ｃ＋ｄ）が２５の場合、ａ，ｂ，
ｃおよびｄの好ましい範囲はそれぞれ２〜８，１〜６，
２１〜２５および１〜６である。これらの金属ガラスは
飽和誘導（Ｂｓ）１．０〜１．４テスラ（Ｔｅｓｌａ）
、飽和磁気歪（λｓ）１２〜２４ｐｐｍ、キユリー温度
（θｆ）４７５〜７０５Ｋおよび第１結晶化温度７５０
〜８８０Ｋを合わせもつ。これらの合金を適切に熱処理
した場合、これらの合金は特に高周波数（ｆ＞１０３Ｈ
ｚ）において優れた交番磁性をもつ。たとえば熱処理さ
れたＦｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２合金ガラスのｆ
＝５０ｋＨｚおよび誘導水準Ｂｍ＝０．１テスラにおい
て求められた交流コア損（Ｌ）および励磁電力（Ｐｅ）
はそれぞれ６．５Ｗ／ｋｇおよび１３．４ＶＡ／ｋｇで
ある。これらの数値を、Ｆｅ７９Ｂ１６Ｓｉ５の組成を
もつ同一厚さの先行技術による熱処理された金属ガラス
に関するＬ＝７Ｗ／ｋｇおよびＰｅ＝２０ＶＡ／ｋｇと
比較すべきである。Ｂｍ＝０．０１テスラにおける透磁
率は熱処理されたＦｅ７５Ｎｉ３Ｍｏ４Ｂ１６Ｓｉ２お
よびＦｅ７９Ｂ１６Ｓｉ５につきそれぞれ１０５００お
よび８０００である。前記の先行技術による合金につい
ての飽和磁気歪（λｓ）＝３０ｐｐｍに比して本発明合
金の飽和磁気歪は２０ｐｐｍとより小さいため、この合
金は高周波数変成器の心など磁気装置に用いるために特
に適している。 ｆ＝５０ｋＨｚを越えると、合金はほぼ０．８テスラの
Ｂｓをもつ結晶性スーパーマロイにおける透磁率に匹敵
するかまたはこれよりも高い透磁率をもつ。これらの合
金のＢｓの値はより高いため、これらの合金はｆ＞５０
ｋＨｚの磁場を加えることについてはスーパーマロイよ
りも適切となる。

【００１６】Ｆｅ−Ｍ−Ｍ’−Ｂ−Ｓｉ：Ｆｅ１００−
ａ−ｂ−ｃ−ｄＭａＭ’ｂＢｃＳｉｄ。

【００１７】式中Ｍはニッケルおよび／またはコバルト
であり、Ｍ’はＣｒ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ
またはＨｆから選ばれる。（ｃ＋ｄ）が１８である場合
、ａ，ｂ，ｃおよびｄの好ましい範囲はそれぞれ２〜８
，１〜４，１４〜１７．５および０．５〜４である。 （ｃ＋ｄ）が２２である場合、ａ，ｂ，ｃおよびｄの好
ましい範囲はそれぞれ２〜８，１〜６，１６〜２１．５
および０．５〜６である。（ｃ＋ｄ）が２５に近い場合
、ａ，ｂ，ｃおよびｄの好ましい範囲はそれぞれ２〜８
，１〜６，２１〜２５および１〜６である。

【００１８】Ｆｅ−Ｍ−Ｍ’−Ｂ−Ｓｉ−Ｃ：Ｆｅ１０
０−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＭａＭ’ｂＢｃＳｉｄＣｅ。

【００１９】式中Ｍはニッケルおよび／またはコバルト
であり、Ｍ’はＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ
，ＺｒまたはＨｆよりなる群から選ばれる。（ｃ＋ｄ）
が１８である場合、ａ，ｂ，ｃ，ｄおよびｅの好ましい
範囲はそれぞれ２〜８，１〜４，１２〜１７．５，０．
５〜４および０〜２である。（ｃ＋ｄ）が２２である場
合、ａ，ｂ，ｃ，ｄおよびｅの好ましい範囲はそれぞれ
２〜８，１〜６，１４〜２１．５，０．５〜６および０
〜２である。（ｃ＋ｄ）が２５に近い場合、ａ，ｂ，ｃ
，ｄおよびｅの好ましい範囲はそれぞれ２〜８，１〜６
，２０〜２７，１〜６および０〜２である。

【００２０】透磁率は加えられた磁場に対する磁気誘導
の比である。透磁率が高いほどある物質は応答が増大す
るためテープレコーダーヘッドなど特定の用途にいっそ
う有用になる。このガラス質合金の透磁率の周波数依存
性は、中−高周波数領域（１〜５０ｋＨｚ）では４〜７
９パーマロイのものに類似しており、より高周波数領域
（約５０ｋＨｚ〜１ＭＨｚ）では透磁率はスーパーマロ
イのものに匹敵する。特に注目すべき点は１ｋＨｚおよ
び誘導水準０．０１テスラにおいては、熱処理されたＦ
ｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２金属ガラスは２４，０
００の透磁率をもち、一方最良の条件下で熱処理された
先行技術によるＦｅ４０Ｎｉ３６Ｍｏ４Ｂ２０金属ガラ
スは１４，０００の透磁率をもつ。

【００２１】飽和磁気歪は、飽和磁場の作用下における
長さの変化である。飽和磁気歪が小さいほどその物質は
テープレコーダーヘッドなど特定の用途にいっそう有利
になる。磁気歪は通常はもとの長さに対する長さの変化
の比という表現で論じられ、ｐｐｍで示される。先行技
術による鉄含有金属ガラスは、周期表のＩＶＢ，ＶＢお
よびＶＩＢ族に属するいずれかの元素（たとえばモリブ
デン）が存在しない金属ガラスと同様にほぼ３０ｐｐｍ
の飽和磁気歪を示す。たとえば高周波用に考案され、Ｆ
ｅ７９Ｂ１６Ｓｉ５の組成をもつ先行技術の鉄に富む金
属ガラスは、ほぼ３０ｐｐｍの飽和磁気歪をもつ。これ
に対し、Ｆｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２の組成をも
つ金属ガラスはほぼ２０ｐｐｍの磁気歪をもつ。飽和磁
気歪が小さいほど、励磁場と得られる誘導との間の位相
角は小さくなる。その結果、のちに論じるように励磁電
力がより小さくなる。

【００２２】交流コア損は熱として消失するエネルギー
損失である。これは交番磁場におけるヒステリシスであ
り、低周波数（約１ｋＨｚ以下）に関してはＢ−Ｈルー
プの面積により測定され、高周波数（約１ｋＨｚ〜１Ｍ
Ｈｚ）に関しては励磁コイルにおける複素入力から測定
される。高周波領域における交流コア損の主な部分は、
磁束の変化に際して発生する渦流により生じる。しかし
、より小さいヒステリシス損失、従ってより小さい保磁
力の方が望ましい。コア損失が小さいほどある物質はテ
ープレコーダーヘッドおよび変成器など特定の用途にい
っそう有用になる。コア損はＷ／ｋｇの単位で論じられ
る。先行技術による熱処理された金属ガラスは、０．１
テスラの誘導および１ｋＨｚの周波数領域において一般
にほぼ０．０５〜０．１ワット／ｋｇの交流コア損を示
す。たとえばＦｅ４０Ｎｉ３６Ｍｏ４Ｂ２０の組成をも
つ先行技術による熱処理された金属ガラスは、０．１テ
スラの誘導および１ｋＨｚの周波数において０．０７Ｗ
／ｋｇの交流コア損を示し、一方Ｆｅ７６Ｍｏ４Ｂ２０
の組成をもつ金属ガラスは、０．１テスラの誘電および
同一周波数において０．０８Ｗ／ｋｇの交流コア損を示
す。これに対しＦｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２の組
成をもつ金属ガラス性合金は、０．１テスラの誘電およ
び同一周波数において、０．０２Ｗ／ｋｇの交流コア損
を示す。

【００２３】励磁電力はある磁性材料において特定の磁
束密度を維持するために必要な電力の尺度である。従っ
て磁気装置に用いられる磁性材料の励磁電力はできる限
り低いことが望ましい。励磁電力（Ｐｅ）は、Ｌ＝Ｐｅ
ｃｏｓδ（式中δは励磁場とその結果生じる誘導との間
の位相差である）という関係により、上記のコア損（Ｌ
）と関連性がある。この位相差もまた、磁気歪の値が小
さいほど位相差が小さくなるという形で磁気歪と関連性
がある。従って、磁気歪の値ができるだけ小さい方が有
利である。先きに述べたように、Ｆｅ７９Ｂ１６Ｓｉ５
のように鉄に富む先行技術の金属ガラスは、本発明の組
成の金属ガラスの磁気歪の値約２０ｐｐｍに比して、ほ
ぼ３０ｐｐｍの磁気歪の値をもつ。この差のため、位相
差がかなり異なる。たとえば最適な条件下でアニーリン
グされた先行技術による金属ガラスＦｅ７９Ｂ１６Ｓｉ
５はほぼ７０°のδをもつのに対し、本発明の組成の金
属ガラスはほぼ５０°のδをもつ。その結果、一定のコ
ア損については、本発明の組成の金属ガラスよりも先行
技術による金属ガラスの方がファクター２だけ高い励磁
電力を示す。

【００２４】結晶化温度は、金属ガラスが結晶化し始め
る温度である。結晶化温度が高いほどある物質は高温で
の用途にいっそう有用となり、結晶化温度よりも実質的
に低いキユリー温度と関連して、キユリー温度よりもわ
ずかに高い温度で磁気アニーリングを行うことができる
。ある種の金属ガラスは多段階で結晶化する。このよう
な場合、第１の結晶化温度（最低の結晶化温度）はその
物質の熱安定性に関する限り重要である。ここで論じる
結晶化温度は差動走査熱量測定法により測定される。 先行技術によるガラス質合金は約６６０〜７５０Ｋの結
晶化温度を示す。たとえばＦｅ７８Ｍｏ２Ｂ２０の組成
をもつ金属ガラスは６８０Ｋの結晶化温度をもち、一方
Ｆｅ７４Ｍｏ６Ｂ２０の組成をもつ金属ガラスは７５０
Ｋの結晶化温度をもつ。これに対し本発明の組成の金属
ガラスは７５０Ｋを越える水準にまで結晶化温度の上昇
を示す。

【００２５】本発明の組成の金属ガラスの磁気的性質は
本発明により熱処理に付することによって改善される。 この熱処理は、アニーリング温度（Ｔａ）、保持時間（
ｔａ）、加えられた磁場（リボンの方向およびリボンの
面に平行かまたは直角か）及び処理後の冷却速度などを
選ぶことにより特色づけられる。本発明において合金の
最上の性質は、ガラス質マトリックスから一定数の個々
別々の結晶粒子を制御的に析出させるようにアニーリン
グを行うことによって達成することができる。これらの
条件下で行うとき、１７〜２０原子％の範囲のホウ素含
量をもつ組成に関して析出する個々別々の粒子は体心立
方構造を有する。この粒子は本質的に鉄よりなり、かつ
鉄の２２原子％までがニッケル、コバルト、クロム、モ
リブデン、タングステン、バナジウム、ニオブ、タンタ
ル、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、ケイ素および
炭素のうち少なくとも１種により置換されるようになっ
ている。ホウ素含量が２１〜２５原子％の範囲でありお
よび鉄含量が６９〜７８原子％の範囲の組成の場合には
、個々別々の粒子は本質的には粒子の混合物から成って
いて、混合物の主要な部分はＦｅ３Ｂ構造の結晶をもつ
粒子から成る。この部分の粒子は鉄およびホウ素よりな
り、鉄の１４原子％までがニッケル、コバルト、クロム
、モリブデン、タングステン、バナジウム、ニオブ、タ
ンタル、チタン、ジルコニウムおよびハフニウムのうち
少なくとも１種により置換され、そしてホウ素の２原子
％までは炭素により置換されるようになっている。少数
のこの種の粒子の存在により、平均磁壁間隔（ａｖｅｒ
ａｇｅ　　ｄｏｍａｉｎ　　ｗａｌｌｓｐａｃｉｎｇ）
が一定の程度減少し、同時にコア損の減少がみられる。 粒子の数が多すぎるときは保磁力が増大し、従ってヒス
テリシス損失が増大する。Ｆｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６
Ｓｉ２の組成をもつ金属ガラスの場合、最適条件下でア
ニーリングすると、わずか２Ａ／ｍの保磁力を有し、し
かも低い損失および高い透磁率を合わせもつ。これに対
し最適条件下でアニーリングされた公知の金属ガラスＦ
ｅ７９Ｂ１６Ｓｉ５は約８Ａ／ｍもの保磁力を有する。 本発明において最適条件下で熱処理した場合、材料中の
結晶粒子は１００〜３００ｎｍの範囲の寸法を有し、そ
れらの体積分率（ｖｏｌｕｍｅ　　ｆｒａｃｔｉｏｎ）
は１％以下である。粒子間間隙は１〜１０μｍのオーダ
ーにある。

【００２６】要約すると、本発明により高い透磁率、低
い飽和磁気歪、低い保磁力、低い交流コア損、低い励磁
電力、および高い結晶化温度を合わせもち、テープヘッ
ド、リレーコア、変成器などとして用いられる金属ガラ
スを提供することができる。本発明において、金属ガラ
スは所期の組成のメルトを金属ガラス技術の分野でよく
知られている急冷法を使用して少なくとも１０５℃／秒
の速度で冷却することによって（たとえば米国特許第３
，８５６，５１３号明細書参照）製造される。これらの
金属ガラスは実質的に完全にすなわち少なくとも９０％
がガラス状であり、その結果これよりもガラス性の少な
い合金に比して保磁力が低く、かつ延性がより大きい。

【００２７】連続したリボン、線材、シートなどに加工
するためには多様な方法がある。一般に、特定の組成を
選び、所期の割合の必須元素の粉末またはグラニュール
を溶融し、均質化し、溶融した合金を急速に回転してい
るシリンダーなどの冷却面上で急冷する。 実施例１：　　Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｂ−Ｓｉ系特定の組
成のメルトを急速に回転している銅製チルホイール（表
面速度３０００〜６０００ｆｔ／分）上にアルゴンの過
圧により噴出させることによって、Ｆｅ１００−ａ−ｂ
−ｃ−ｄＮｉａＭｏｂＢｃＳｉｄにより表わされる組成
をもち、幅１〜２．５ｃｍおよび厚さ２５〜５０μｍの
寸法をもつリボンを製造した。

【００２８】モリブデン含量を１原子％から６原子％ま
で変化させ、実質的にガラス状のリボンを得た。６原子
％よりも高いモリブデン含量の場合、キユリー温度が許
容できないほど低い値にまで低下した。

【００２９】透磁率、磁気歪、コア損、磁化力および保
磁力を、Ｂ−Ｈループ、金属ストレンゲージおよび振動
試料磁力計を使用する普通の方法で測定した。キユリー
温度および結晶化温度はそれぞれ誘導法および差動走査
熱量計により測定された。室温飽和誘導、キユリー温度
、室温飽和磁気歪および第１結晶化温度の測定値を後記
の表Ｉにまとめる。アニーリング後のこれらガラス質合
金の磁性を表ＩＩに示す。金属ガラスＦｅ７５Ｎｉ４Ｍ
ｏ３Ｂ１６Ｓｉ２の最適アニーリング条件および得られ
た結果を表ＩＩＩにまとめる。この最適条件下でアニー
リングされた合金の透磁率およびコア損の周波数依存性
を表ＩＶに列記する。

【００３０】モリブデンの存在により透磁率および結晶
化温度は高まり、交流コア損、励磁電力および磁気歪は
低下するように思われる。特に注目すべき点は、本発明
により最適条件下で熱処理された金属ガラスＦｅ７５Ｎ
ｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２が２．５Ａ／ｍ程度の低い保磁
力をもち、さらに５０ｋＨｚおよび誘導水準０．１テス
ラにおいて６．５Ｗ／ｋｇという低いコア損および１２
５００の透磁率をもつという点である。これらの特性を
合わせもつことにより、これらの組成物が高周波数変成
器およびテープヘッドに用いるために適したものとなる
。

【００３１】表Ｉ Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｂ−Ｓｉ合金の基本的磁性の例。Ｂ
ｓおよびλｓはそれぞれ室温飽和誘導および飽和磁気歪
である。θｆおよびＴｃｌはそれぞれ強磁性キユリー温
度および第１結晶化温度である。

【００３２】

【表１】 表ＩＩ 磁場を加えずに温度Ｔａで１５分間アニーリングし、次
いで−１℃／分の速度で冷却したＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｂ
−Ｓｉ合金に関するｆ＝５０ｋＨｚおよび最大誘導水準
Ｂｍ＝０．１テスラにおける交流コア損（Ｌ）、励磁電
力（Ｐｅ）および透磁率（μ）の例。アステリスクをつ
けた数値はＢｍ＝０．０１テスラに関するものである。

【００３３】

【表２】 表ＩＩＩ 厚さ３２μｍのＦｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２リボ
ンに関する最適アニーリング条件、ならびにｆ＝５０ｋ
ＨｚおよびＢｍ＝０．１テスラにおいて得られたコア損
（Ｌ）、透磁率（μ）の結果、ならびに交流保磁力（Ｈ
ｃ）。

【００３４】

【表３】 表ＩＶ最適条件下でアニーリングされた厚さ３２μｍの
Ｆｅ７５Ｎｉ４Ｍｏ３Ｂ１６Ｓｉ２合金リボンに関する
誘導水準Ｂｍ＝０．０１および０．１テスラにおける透
磁率（μ）および交流コア損（Ｌ）の周波数依存性。

【００３５】

【表４】 実施例２：Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍ−Ｂ−Ｓｉ系実施例１と同様
にしてＦｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＭ−Ｍ’−Ｂ−Ｓｉ
（式中Ｍがニッケルおよび／またはコバルトである場合
、Ｍ’はクロム、モリブデン、タングステン、バナジウ
ム、ニオブ、タンタル、チタン、ジルコニウムおよびハ
フニウムのうち１種の元素である）で表わされる組成を
もち、幅１ｃｍおよび厚さ２５〜５０μｍの寸法をもつ
リボンを製造した。

【００３６】金属“Ｍ’”の含量を１原子％から６原子
％まで変化させ、実質的にガラス状のリボンを得た。 “Ｍ’”含量がこれよりも高いキユリー温度が許容でき
ないほど低い値にまで低下した。

【００３７】磁気的および熱的データを後記の表Ｖにま
とめる。アニーリング後のこれらの合金の磁性は表ＶＩ
に示されている。

【００３８】低磁場におけるこれらの金属ガラスの磁性
は、モリブデンを有する金属ガラスに関する磁性に相当
するものであった（実施例１）。

【００３９】本発明の金属ガラスにおいては、高周波数
における低い交流コア損および高い透磁率という組合わ
せが達成される。高い結晶化温度によって表わされるよ
うに、熱安定性が優れていることも示される。本発明の
金属ガラスがもつこれらの改善された特性の組合わせに
より、これらの組成物は変成器の磁気コア、テープレコ
ーディングヘッドなどに適している。

【００４０】表Ｖ Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＭａＭ’ｂＢｃＳｉｄ（式
中Ｍはニッケルおよびコバルトのうち少なくとも１種で
あり、Ｍ’はＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，
ＺｒまたはＨｆである）の組成をもつ金属ガラスに関す
る室温飽和誘導（Ｂｓ）、キユリー温度（θｆ）、飽和
磁気歪（λｓ）および第１結晶化温度（Ｔｃ）。

【００４１】

【表５】 表ＶＩ Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄＭａＭ’ｂＢｃＳｉｄ（式
中ＭはＮｉおよび／またはＣｏであり、Ｍ’はＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，ＺｒまたはＨｆである
）の組成をもつ熱処理された金属ガラスに関してｆ＝５
０ｋＨｚおよびＢｍ＝０．１テスラにおいて測定された
コア損（Ｌ）、励磁電力（Ｐｅ）および透磁率（μ）。 アニーリング温度はＴａで表わされ、保持時間はすべて
の材料につき１５分間である。

【００４２】

【表６】 実施例３：Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍ−Ｂ−Ｓｉ−Ｃ系実施例１と
同様にしてＦｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＮｉａＭ’
ｂＢｃＳｉｄＣｅ（式中ＭはＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ
，Ｔａ，ＴｉまたはＺｒである）で表わされる組成をも
ち、幅１ｃｍおよび厚さ２５〜５０μｍの寸法をもつリ
ボンを製造した。金属”Ｍ’”含量を１原子％から６原
子％まで変化させた。実質的にガラス状のリボンが得ら
れる炭素含量は２原子％までであった。金属“Ｍ’”の
含量が６原子％よりも大きいと、キユリー温度が許容で
きないほど低い値にまで低下した。

【００４３】磁気的および熱的データを後記の表ＶＩＩ
にまとめる。これらの金属のアニーリング後の磁性を表
ＶＩＩＩに示す。本発明の金属ガラスがもつ低い交流コ
ア損、高い透磁率、および高い熱安定性の組合わせによ
り、これらの組成物は変成器の磁気コア、レコーディン
グヘッドなどに適したものとなる。

【００４４】表ＶＩＩ Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＮｉａＭｂＢｃＳｉｄ
Ｃｅ（式中Ｍ’はＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔ
ｉまたはＺｒである）の組成をもつ金属ガラスの飽和誘
導（Ｂｓ）、キユリー温度（θｆ）、飽和磁気歪（λｓ
）および第１結晶化温度（Ｔｃｌ）。

【００４５】

【表７】 表ＶＩＩＩ Ｆｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＮｉａＭ’ｂＢｃＳｉ
ｄＣｅ（式中Ｍ’はＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，ＮｂまたはＴ
ａである）の組成をもつ熱処理された金属ガラスに関し
てｆ＝５０ｋＨｚおよびＢｍ＝０．１テスラにおいて測
定されたコア損（Ｌ）、励磁電力（Ｐｅ）および透磁率
（μ）。アニーリング温度はＴａで表わされ、保持時間
はすべての材料につき１５分間である。

【００４６】

【表８】

【表１】

【表１】

【表２】

【表２】

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　（ｉ）本質的に鉄６６〜８２原子％、
   クロム、モリブデン、タングステン、バナジウム、ニオ
   ブ、タンタル、チタン、ジルコニウム及びハフニウムよ
   り成る群から選ばれる少くとも１種の元素１〜６原子％
   、ホウ素１７〜２８原子％ならびに付随する不純物より
   成り、前記鉄の１〜８原子％はニッケル、コバルト及び
   それらの混合物より選ばれる少くとも１種の元素で置き
   換えることができ、又前記ホウ素の０．５〜６原子％は
   ケイ素により、又さらに前記ホウ素の２原子％までは炭
   素によりそれぞれ置き換えることができる組成の合金の
   溶融体を速やかに急冷して金属ガラスをつくり、そして （ｉｉ）得られた金属ガラスを該非晶質金属マトリック
   ス中に個々別々の粒子の析出を誘起するのに十分な温度
   および時間アニーリングする各工程からなる高い透磁率
   、低い磁気歪、低い保磁力、低い交流コア損、低い励磁
   電力及び高い熱安定性を合わせ有する、少くとも９０％
   がガラス質の磁性金属ガラスの製造方法。
2. 【請求項２】　　個々別々の粒子が本質的に粒子混合物
   よりなり、その混合物の一部が体心立方構造をもつ粒子
   を含み、これらの粒子が本質的に鉄よりなり、この鉄の
   ２２原子％までがニッケル、コバルト、クロム、モリブ
   デン、タングステン、バナジウム、ニオブ、タンタル、
   チタン、ジルコニウム、ハフニウム、ケイ素および炭素
   のうち少くとも１種により置換されたものである特許請
   求の範囲第１項記載の金属ガラスの製造方法。
3. 【請求項３】　　個々別々の粒子が本質的に粒子混合物
   よりなり、この混合物の一部分がＦｅ３Ｂで表わされる
   結晶質構造をもつ粒子を含み、このＦｅ３Ｂ結晶構造を
   有する部分の該粒子が鉄およびホウ素からなる特許請求
   の範囲第１項記載の金属ガラス製造方法。
4. 【請求項４】　　個々別々の粒子の組成中の鉄の１４原
   子％までがニッケル、コバルト、クロム、モリブデン、
   タングステン、バナジウム、ニオブ、タンタル、チタン
   、ジルコニウムおよびハフニウムの少くとも１種によっ
   て置換されている特許請求の範囲第３項に記載の金属ガ
   ラスの製造方法。
5. 【請求項５】　　（ｉ）本質的に鉄６６〜８２原子％、
   クロム、モリブデン、タングステン、バナジウム、ニオ
   ブ、タンタル、チタン、ジルコニウム及びハフニウムよ
   り成る群から選ばれる少くとも１種の元素１〜６原子％
   、ホウ素１７〜２８原子％ならびに付随する不純物より
   成り、前記鉄の１〜８原子％はニッケル、コバルト及び
   それらの混合物より選ばれる少くとも１種の元素で置き
   換えることができ、又前記ホウ素の０．５〜６原子％は
   ケイ素により、又さらに前記ホウ素の２原子％までは炭
   素によりそれぞれ置き換えることができる組成の合金で
   あって、マトリックス中に個々別々の粒子が存在し、そ
   れらの粒子が０．１〜０．３μｍの範囲の平均粒径およ
   び１〜１０μｍの平均粒子間隔をもつものである高い透
   磁率、低い磁気歪、低い保磁力、低い交流コア損、低い
   励磁電力および高い熱安定性を合わせ有する少くとも９
   ０％ガラス質の金属ガラス。
6. 【請求項６】　　該個々別々の粒子が１％に満たない体
   積分率を占める特許請求の範囲第５項記載の金属ガラス
   。