JPH0639663B2 - 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
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Info
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- JPH0639663B2 JPH0639663B2 JP3072435A JP7243591A JPH0639663B2 JP H0639663 B2 JPH0639663 B2 JP H0639663B2 JP 3072435 A JP3072435 A JP 3072435A JP 7243591 A JP7243591 A JP 7243591A JP H0639663 B2 JPH0639663 B2 JP H0639663B2
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- atomic
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
- C22C27/02—Alloys based on vanadium, niobium, or tantalum
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- Materials Engineering (AREA)
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Description
【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。
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。
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。
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”d
Ｂe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１５〜２
５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。
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”d
Ｂe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１５〜２
５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。
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。
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 ｐａｒｔｉ
ｃｌｅｓ）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０．１〜０．３
μｍ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。
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 ｐａｒｔｉ
ｃｌｅｓ）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０．１〜０．３
μｍ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。
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。
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。
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。
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。
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。
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-dＭaＭ
ｏbＢcＳｉd。
る。 １．Ｆｅ−Ｍ−Ｍｏ−Ｂ−Ｓｉ：Ｆｅ100-a-b-c-dＭaＭ
ｏbＢcＳｉd。
【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（Ｔｅｓｌ
ａ）、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７
５０〜８８０Ｋ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＞１０
3Ｈｚ）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Ｆｅ79Ｂ
16Ｓｉ5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。
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（Ｔｅｓｌ
ａ）、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７
５０〜８８０Ｋ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＞１０
3Ｈｚ）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Ｆｅ79Ｂ
16Ｓｉ5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：Ｆｅ
100-a-b-c-dＭaＭ’bＢcＳｉd。
100-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。
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：Ｆｅ
100-a-b-c-d-eＭaＭ’bＢcＳｉdＣe。
100-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，Ｔ
ｉ，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。
であり、Ｍ’はＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔ
ｉ，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２４，０００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１４，０
００の透磁率をもつ。
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２４，０００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１４，０
００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VI
B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、Ｆｅ79Ｂ16
Ｓｉ5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、Ｆｅ
75Ｎｉ4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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。
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VI
B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、Ｆｅ79Ｂ16
Ｓｉ5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、Ｆｅ
75Ｎｉ4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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／ｋ
ｇ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。
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／ｋ
ｇ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＝Ｐeｃ
ｏｓδ（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３０
ｐｐｍ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Ｆｅ79Ｂ16Ｓｉ5はほぼ７
０°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。
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＝Ｐeｃ
ｏｓδ（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３０
ｐｐｍ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Ｆｅ79Ｂ16Ｓｉ5はほぼ７
０°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Ｆｅ
74Ｍｏ6Ｂ20の組成をもつ金属ガラスは７５０Ｋ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。
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Ｆｅ
74Ｍｏ6Ｂ20の組成をもつ金属ガラスは７５０Ｋ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（ａｖｅ
ｒａｇｅ 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。Ｆｅ75Ｎｉ4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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Ｆｅ79Ｂ16
Ｓｉ5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１
００〜３００ｎｍ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。
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（ａｖｅ
ｒａｇｅ 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。Ｆｅ75Ｎｉ4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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Ｆｅ79Ｂ16
Ｓｉ5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１
００〜３００ｎｍ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。
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、Ｆｅ
100-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。
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、Ｆｅ
100-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。
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Ｆｅ75Ｎｉ4Ｍｏ3
Ｂ16Ｓｉ2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。
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Ｆｅ75Ｎｉ4Ｍｏ3
Ｂ16Ｓｉ2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Ｆｅ75Ｎｉ
4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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１２５００
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。
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Ｆｅ75Ｎｉ
4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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１２５００
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。
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。
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＝５０ｋＨｚ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）。
する最適アニーリング条件、ならびにｆ＝５０ｋＨｚ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Ｆ
ｅ75Ｎｉ4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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。
ｅ75Ｎｉ4Ｍｏ3Ｂ16Ｓｉ2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。
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。
％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。
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）。
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。
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Ｃ
ｒ，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）。
およびコバルトのうち少なくとも１種であり、Ｍ’はＣ
ｒ，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，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎ
ｂ，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＝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１
５分間である。
び／またはＣｏであり、Ｍ’はＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎ
ｂ，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＝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１
５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’bＢc
ＳｉdＣe（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１
ｃｍ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。
ＳｉdＣe（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１
ｃｍ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VI
II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。
まとめる。これらの金属のアニーリング後の磁性を表VI
II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-eＮｉaＭbＢcＳｉdＣe（式中Ｍ’はＣ
ｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ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）。
ｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ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’bＢcＳｉdＣe（式中Ｍ’は
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，ＮｂまたはＴａ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。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，ＮｂまたはＴａ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)
- 【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。 - 【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２
２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。 - 【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。 - 【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。 - 【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
９０％ガラス質の金属ガラス。 - 【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。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US29516581A | 1981-08-21 | 1981-08-21 | |
| US295165 | 1981-08-21 | ||
| US31951481A | 1981-11-09 | 1981-11-09 | |
| US319514 | 1981-11-09 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57145407A Division JPS5842759A (ja) | 1981-08-21 | 1982-08-21 | 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金属ガラス |
Publications (2)
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|---|---|
| JPH04314846A JPH04314846A (ja) | 1992-11-06 |
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|---|---|---|---|
| JP3072435A Expired - Lifetime JPH0639663B2 (ja) | 1981-08-21 | 1991-03-11 | 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 |
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| AU (1) | AU557318B2 (ja) |
| CA (1) | CA1222646A (ja) |
| DE (1) | DE3274562D1 (ja) |
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| AU573895B2 (en) * | 1984-09-17 | 1988-06-23 | Ovonic Synthetic Materials Company, Inc. | Hard magnetic material |
| US4881989A (en) * | 1986-12-15 | 1989-11-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Fe-base soft magnetic alloy and method of producing same |
| JP3279399B2 (ja) * | 1992-09-14 | 2002-04-30 | アルプス電気株式会社 | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 |
| JP3231149B2 (ja) * | 1993-07-30 | 2001-11-19 | アルプス電気株式会社 | ノイズフィルタ |
| US5628840A (en) * | 1995-04-13 | 1997-05-13 | Alliedsignal Inc. | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
| US6187112B1 (en) | 1995-04-13 | 2001-02-13 | Ryusuke Hasegawa | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
| US6093261A (en) * | 1995-04-13 | 2000-07-25 | Alliedsignals Inc. | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
| JP4636365B2 (ja) * | 2004-07-05 | 2011-02-23 | 日立金属株式会社 | Ｆｅ基非晶質合金薄帯および磁心体 |
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| US8704134B2 (en) | 2005-02-11 | 2014-04-22 | The Nanosteel Company, Inc. | High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials |
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| KR100904664B1 (ko) * | 2008-06-03 | 2009-06-25 | 주식회사 에이엠오 | 전류 센서용 자기 코어 |
| CN102099503B (zh) * | 2008-06-16 | 2013-07-03 | 纳米钢公司 | 延性金属玻璃 |
| JP6346441B2 (ja) | 2010-07-21 | 2018-06-20 | ロレックス・ソシエテ・アノニムＲｏｌｅｘ Ｓａ | アモルファス金属合金を含む時計部品 |
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| US11198927B1 (en) * | 2019-09-26 | 2021-12-14 | United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Niobium alloys for high temperature, structural applications |
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|---|---|---|---|---|
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| US4188211A (en) * | 1977-02-18 | 1980-02-12 | Tdk Electronics Company, Limited | Thermally stable amorphous magnetic alloy |
| US4225339A (en) * | 1977-12-28 | 1980-09-30 | Tokyo Shibaura Denki Kabushiki Kaisha | Amorphous alloy of high magnetic permeability |
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| US4219355A (en) * | 1979-05-25 | 1980-08-26 | Allied Chemical Corporation | Iron-metalloid amorphous alloys for electromagnetic devices |
| US4409041A (en) * | 1980-09-26 | 1983-10-11 | Allied Corporation | Amorphous alloys for electromagnetic devices |
-
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- 1982-05-24 DE DE8282104504T patent/DE3274562D1/de not_active Expired
- 1982-05-24 EP EP82104504A patent/EP0072893B1/en not_active Expired
- 1982-05-31 AU AU84338/82A patent/AU557318B2/en not_active Ceased
- 1982-07-12 CA CA000407099A patent/CA1222646A/en not_active Expired
- 1982-08-19 KR KR8203736A patent/KR870001283B1/ko active
-
1991
- 1991-03-11 JP JP3072435A patent/JPH0639663B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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| DE3274562D1 (en) | 1987-01-15 |
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| KR870001283B1 (ko) | 1987-06-30 |
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| JPH04314846A (ja) | 1992-11-06 |
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