JPH09320827A - Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金Info
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- JPH09320827A JPH09320827A JP8243756A JP24375696A JPH09320827A JP H09320827 A JPH09320827 A JP H09320827A JP 8243756 A JP8243756 A JP 8243756A JP 24375696 A JP24375696 A JP 24375696A JP H09320827 A JPH09320827 A JP H09320827A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
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- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、室温で軟磁性を有し、従来の液体
急冷法で得られるアモルファス合金薄帯よりも厚く、バ
ルク状のものが容易に得られるとともに、比抵抗が高い
Ｆｅ基金属ガラス合金を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、ΔＴ
x＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラ
ス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間
隔ΔＴxが３５Ｋ以上であり、比抵抗が１.５μΩｍ以上
のものである。
急冷法で得られるアモルファス合金薄帯よりも厚く、バ
ルク状のものが容易に得られるとともに、比抵抗が高い
Ｆｅ基金属ガラス合金を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、ΔＴ
x＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温度、Ｔgはガラ
ス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体の温度間
隔ΔＴxが３５Ｋ以上であり、比抵抗が１.５μΩｍ以上
のものである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｆｅ基金属ガラス
合金に関するもので、従来のアモルファス合金の薄帯に
比べてはるかに大きな厚みを有するものが得られ、優れ
た磁気特性を有するとともに比抵抗が高いものに関す
る。
合金に関するもので、従来のアモルファス合金の薄帯に
比べてはるかに大きな厚みを有するものが得られ、優れ
た磁気特性を有するとともに比抵抗が高いものに関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来から多元素合金のある種のものは、
結晶化の前の過冷却液体の状態においてある広い温度領
域を有し、これらは、金属ガラス合金（glassy alloy）
を構成するものとして知られている。そして、この種の
金属ガラス合金は、従来公知の液体急冷法で製造したア
モルファス合金の薄帯に比べてはるかに厚いバルク状の
合金となることも知られている。例えば従来、このよう
な金属ガラス合金として、Ｌｎ-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-
ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-ＴＭ、Ｈｆ-Ａｌ-ＴＭ、Ｔｉ-Ｚｒ-Ｂ
ｅ-ＴＭ（ただしＬｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を
示す。）系等の組成のものが知られている。
結晶化の前の過冷却液体の状態においてある広い温度領
域を有し、これらは、金属ガラス合金（glassy alloy）
を構成するものとして知られている。そして、この種の
金属ガラス合金は、従来公知の液体急冷法で製造したア
モルファス合金の薄帯に比べてはるかに厚いバルク状の
合金となることも知られている。例えば従来、このよう
な金属ガラス合金として、Ｌｎ-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-
ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-ＴＭ、Ｈｆ-Ａｌ-ＴＭ、Ｔｉ-Ｚｒ-Ｂ
ｅ-ＴＭ（ただしＬｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を
示す。）系等の組成のものが知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来知
られているこれらの金属ガラス合金は、いずれも、室温
において磁性を持つことはなく、この点において磁性材
料として見た場合に工業的には大きな制約があった。従
って、従来より室温で磁性を有し、厚いバルク状のもの
を得ることができる金属ガラス合金の研究開発が進めら
れていた。
られているこれらの金属ガラス合金は、いずれも、室温
において磁性を持つことはなく、この点において磁性材
料として見た場合に工業的には大きな制約があった。従
って、従来より室温で磁性を有し、厚いバルク状のもの
を得ることができる金属ガラス合金の研究開発が進めら
れていた。
【０００４】ここで各種の組成の合金において、過冷却
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
隔ΔＴx、即ち、結晶化開始温度（Ｔx）と、ガラス遷移
温度（Ｔg）との差、即ち、（Ｔx−Ｔg）の値は一般に
小さく、現実的には、金属ガラス形成能に乏しく、実用
性のないものであることを考慮すると、前記の通りの広
い過冷却液体の温度領域を持ち、冷却によって金属ガラ
スを構成することのできる合金の存在は、従来公知のア
モルファス合金の薄帯としての厚さの制約を克服可能な
ことから、冶金学的には大いに注目されるものである。
しかし、工業材料として発展できるか否かは、室温で強
磁性を示す金属ガラス合金の発見が鍵となっている。
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
隔ΔＴx、即ち、結晶化開始温度（Ｔx）と、ガラス遷移
温度（Ｔg）との差、即ち、（Ｔx−Ｔg）の値は一般に
小さく、現実的には、金属ガラス形成能に乏しく、実用
性のないものであることを考慮すると、前記の通りの広
い過冷却液体の温度領域を持ち、冷却によって金属ガラ
スを構成することのできる合金の存在は、従来公知のア
モルファス合金の薄帯としての厚さの制約を克服可能な
ことから、冶金学的には大いに注目されるものである。
しかし、工業材料として発展できるか否かは、室温で強
磁性を示す金属ガラス合金の発見が鍵となっている。
【０００５】本発明は前記の背景に鑑み、室温で軟磁性
を有し、従来の液体急冷法で得られるアモルファス合金
薄帯よりも厚く、バルク状のものが容易に得られるとと
もに、比抵抗が高いＦｅ基金属ガラス合金を提供するこ
とを目的とする。
を有し、従来の液体急冷法で得られるアモルファス合金
薄帯よりも厚く、バルク状のものが容易に得られるとと
もに、比抵抗が高いＦｅ基金属ガラス合金を提供するこ
とを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明のＦｅ基金属ガラ
ス合金は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温
度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが、３５Ｋ以上であり、比抵
抗が１.５μΩｍ以上であることを特徴とするものであ
る。なお、ΔＴは４０Ｋ以上であることがより好まし
く、５０Ｋ以上であればさらに好ましい。本発明におい
て、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金はＦｅ以外の他の
金属元素と半金属元素とを含有することを特徴とする。
本発明において、半金属元素は、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅの
うちの少なくとも１種以上であることが好ましい。ま
た、半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少
なくとも１種以上およびＳｉを含有していてもよい。本
発明において、他の金属元素は周期律表ＩＩＩＢ族及び
ＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも１種以上である
ことが好ましい。具体的には、他の金属元素は、Ａｌ、
Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上である
ことが好ましい。本発明において、Ｆｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金の組成は原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であることを特徴とする。あるい
は、Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成が原子％で、Ａ
ｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：９〜１５
％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１５
％、Ｆｅ：残部であってもよい。
ス合金は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開始温
度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが、３５Ｋ以上であり、比抵
抗が１.５μΩｍ以上であることを特徴とするものであ
る。なお、ΔＴは４０Ｋ以上であることがより好まし
く、５０Ｋ以上であればさらに好ましい。本発明におい
て、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金はＦｅ以外の他の
金属元素と半金属元素とを含有することを特徴とする。
本発明において、半金属元素は、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅの
うちの少なくとも１種以上であることが好ましい。ま
た、半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少
なくとも１種以上およびＳｉを含有していてもよい。本
発明において、他の金属元素は周期律表ＩＩＩＢ族及び
ＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも１種以上である
ことが好ましい。具体的には、他の金属元素は、Ａｌ、
Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上である
ことが好ましい。本発明において、Ｆｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金の組成は原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であることを特徴とする。あるい
は、Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成が原子％で、Ａ
ｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：９〜１５
％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１５
％、Ｆｅ：残部であってもよい。
【０００７】本発明では、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金の組成に原子％でＧｅが０〜４％、より好ましくは
０.５〜４％含有されていてもよい。本発明では、前記
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成に原子％でＮｂ、Ｍ
ｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ及びＣｒの少なくとも１種以上が７
％以下含有されていてもよい。本発明では、前記Ｆｅ基
軟磁性金属ガラス合金の組成に原子％で１０％以下のＮ
ｉと３０％以下のＣｏの少なくとも一方が含有されてい
てもよい。本発明においては、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金が薄帯状であり、その板厚が２０μｍ以上であ
るものが得られる。本発明においては、前記Ｆｅ基軟磁
性金属ガラス合金が薄帯状であり、その板厚が２０μｍ
以上、２００μｍ以下のものを得ることができる。また
Ｓｉを含有する場合には、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金が薄帯状であり、その板厚が２０μｍ以上、２５０
μｍ以下であるものを得ることができる。本発明におい
て、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金のＸ線回折像はハ
ローパターンを具備することを特徴とする。本発明で
は、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金に、３００〜５０
０℃の温度範囲の熱処理を施してもよい。
合金の組成に原子％でＧｅが０〜４％、より好ましくは
０.５〜４％含有されていてもよい。本発明では、前記
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成に原子％でＮｂ、Ｍ
ｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ及びＣｒの少なくとも１種以上が７
％以下含有されていてもよい。本発明では、前記Ｆｅ基
軟磁性金属ガラス合金の組成に原子％で１０％以下のＮ
ｉと３０％以下のＣｏの少なくとも一方が含有されてい
てもよい。本発明においては、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金が薄帯状であり、その板厚が２０μｍ以上であ
るものが得られる。本発明においては、前記Ｆｅ基軟磁
性金属ガラス合金が薄帯状であり、その板厚が２０μｍ
以上、２００μｍ以下のものを得ることができる。また
Ｓｉを含有する場合には、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金が薄帯状であり、その板厚が２０μｍ以上、２５０
μｍ以下であるものを得ることができる。本発明におい
て、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金のＸ線回折像はハ
ローパターンを具備することを特徴とする。本発明で
は、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金に、３００〜５０
０℃の温度範囲の熱処理を施してもよい。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、図面を参照して本発明の一
例について説明する。従来からＦｅ系の合金として、Ｆ
ｅ-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｂ系等の
組成のものがガラス遷移を起こすものとして知られてい
るが、これらの合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxはい
ずれも２５Ｋ以下と極めて小さく、実際的に金属ガラス
合金として構成することはできない。これに対して、本
発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金は、この過冷却
液体の温度間隔ΔＴxが、３５Ｋ以上、組成によっては
４０〜５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、これま
での知見から知られるＦｅ基合金からは全く予期されな
いものである。しかも、軟磁性についても室温で優れた
特性を有する本発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金
は、これまでの知見に見られない全く新規なもので、こ
れまでアモルファス合金が薄帯としてしか実現できなか
ったのに対し、バルク状のものが得られ、遥かに実用性
に優れたものとなる。
例について説明する。従来からＦｅ系の合金として、Ｆ
ｅ-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓｉ-Ｂ系等の
組成のものがガラス遷移を起こすものとして知られてい
るが、これらの合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxはい
ずれも２５Ｋ以下と極めて小さく、実際的に金属ガラス
合金として構成することはできない。これに対して、本
発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金は、この過冷却
液体の温度間隔ΔＴxが、３５Ｋ以上、組成によっては
４０〜５０Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、これま
での知見から知られるＦｅ基合金からは全く予期されな
いものである。しかも、軟磁性についても室温で優れた
特性を有する本発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金
は、これまでの知見に見られない全く新規なもので、こ
れまでアモルファス合金が薄帯としてしか実現できなか
ったのに対し、バルク状のものが得られ、遥かに実用性
に優れたものとなる。
【０００９】本発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金
は、その組成については、Ｆｅを主成分とし、更に、他
の金属と半金属とを含有したものとして示すことができ
る。このうち他の金属とは、周期律表のＩＩＡ族、ＩＩ
ＩＡ族及びＩＩＩＢ族、ＩＶＡ族及びＩＶＢ族、ＶＡ
族、ＶＩＡ族、ＶＩＩＡ族のうちか選択できるものであ
るが、中でも、ＩＩＩＢ族、ＩＶＢ族の金属元素が好適
なものとして示される。例えば、Ａｌ（アルミニウ
ム）、Ｇａ（ガリウム）、Ｉｎ（インジウム）、Ｓｎ
（スズ）である。また、本発明に係るＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金に対し、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒの中から選択さ
れる１種以上の金属元素を配合することができる。前記
半金属元素としては、例えば、Ｐ（リン）、Ｃ（炭
素）、Ｂ（ほう素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｇｅ（ゲルマニ
ウム）を例示できる。より具体的に例示すると、本発明
では、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有さ
れていても良いＦｅ基金属ガラス合金である。
は、その組成については、Ｆｅを主成分とし、更に、他
の金属と半金属とを含有したものとして示すことができ
る。このうち他の金属とは、周期律表のＩＩＡ族、ＩＩ
ＩＡ族及びＩＩＩＢ族、ＩＶＡ族及びＩＶＢ族、ＶＡ
族、ＶＩＡ族、ＶＩＩＡ族のうちか選択できるものであ
るが、中でも、ＩＩＩＢ族、ＩＶＢ族の金属元素が好適
なものとして示される。例えば、Ａｌ（アルミニウ
ム）、Ｇａ（ガリウム）、Ｉｎ（インジウム）、Ｓｎ
（スズ）である。また、本発明に係るＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金に対し、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒの中から選択さ
れる１種以上の金属元素を配合することができる。前記
半金属元素としては、例えば、Ｐ（リン）、Ｃ（炭
素）、Ｂ（ほう素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｇｅ（ゲルマニ
ウム）を例示できる。より具体的に例示すると、本発明
では、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有さ
れていても良いＦｅ基金属ガラス合金である。
【００１０】また、更にＳｉを加えることにより、過冷
却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、アモルファス単相
となる臨界板厚を増大させることができる。その結果、
室温で優れた軟磁気特性を有するバルク状のＦｅ基軟磁
性金属ガラス合金の厚さをさらに厚くすることが可能と
なる。Ｓｉの含有量は多すぎると過冷却液体領域ΔＴ x
が消滅するので、１５％以下が好ましい。より具体的に
例示すると、本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、その組
成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４
％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１０％、
Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物
が含有されていても良い。
却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、アモルファス単相
となる臨界板厚を増大させることができる。その結果、
室温で優れた軟磁気特性を有するバルク状のＦｅ基軟磁
性金属ガラス合金の厚さをさらに厚くすることが可能と
なる。Ｓｉの含有量は多すぎると過冷却液体領域ΔＴ x
が消滅するので、１５％以下が好ましい。より具体的に
例示すると、本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、その組
成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４
％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１０％、
Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物
が含有されていても良い。
【００１１】なお、前記の組成において、更にＧｅを０
〜４％、好ましくは０.５〜４％の範囲で含有していて
も良い。また、前記組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒの少なくとも１種を７％以下含有
していても良く、更に、Ｎｉ１０％以下、Ｃｏ３０％以
下を含んでいても良い。これらのいずれの場合の組成に
おいても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxは、３５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上
が得られる。
〜４％、好ましくは０.５〜４％の範囲で含有していて
も良い。また、前記組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒの少なくとも１種を７％以下含有
していても良く、更に、Ｎｉ１０％以下、Ｃｏ３０％以
下を含んでいても良い。これらのいずれの場合の組成に
おいても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxは、３５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上
が得られる。
【００１２】本発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金
は、溶製してから鋳造法により、あるいは単ロールもし
くは双ロールによる急冷法によって、さらには液中紡糸
法や溶液抽出法によって、あるいは高圧ガス噴霧法によ
って、バルク状、リボン状、線状体、粉末等の種々の形
状として製造される。これらの製造方法によって、従来
公知のアモルファス合金の場合に比べて１０倍以上の厚
さと径の大きさのＦｅ基軟磁性金属ガラス合金を得るこ
とができる。
は、溶製してから鋳造法により、あるいは単ロールもし
くは双ロールによる急冷法によって、さらには液中紡糸
法や溶液抽出法によって、あるいは高圧ガス噴霧法によ
って、バルク状、リボン状、線状体、粉末等の種々の形
状として製造される。これらの製造方法によって、従来
公知のアモルファス合金の場合に比べて１０倍以上の厚
さと径の大きさのＦｅ基軟磁性金属ガラス合金を得るこ
とができる。
【００１３】これらの方法により得られた前記の組成の
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は、室温において磁性を有
し、また、熱処理により、より良好な磁性を示す。この
ため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を有す
る材料として各種の応用に有用なものとなる。なお、製
造方法について付言すると、合金の組成、そして製造の
ための手段と製品の大きさ、形状等によって、好適な冷
却速度が決まるが、通常は１〜１０4Ｋ／ｓ程度の範囲
を目安とすることができる。そして、実際には、ガラス
相（glassy phase）に、結晶相としてのＦｅ3Ｂ、Ｆｅ2
Ｂ、Ｆｅ3Ｐ等の相が析出するかどうかを確認すること
で決めることができる。
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は、室温において磁性を有
し、また、熱処理により、より良好な磁性を示す。この
ため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を有す
る材料として各種の応用に有用なものとなる。なお、製
造方法について付言すると、合金の組成、そして製造の
ための手段と製品の大きさ、形状等によって、好適な冷
却速度が決まるが、通常は１〜１０4Ｋ／ｓ程度の範囲
を目安とすることができる。そして、実際には、ガラス
相（glassy phase）に、結晶相としてのＦｅ3Ｂ、Ｆｅ2
Ｂ、Ｆｅ3Ｐ等の相が析出するかどうかを確認すること
で決めることができる。
【００１４】
【実施例】ここで以下に、本発明の実施例を示し、本発
明のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金について更に詳細に説
明する。 「実施例１」Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、原子組成比がＦｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ
5Ｂ4のインゴットを作製した。このインゴットをるつぼ
内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転しているロ
ールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によって、
減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得た。製造時のノズル
径と、ノズル先端とロール表面との距離（ギャップ）
と、ロールの回転数と、射出圧力と、雰囲気圧力を以下
の表１のように設定して製造したところ、厚さ３５〜２
２９μｍのリボンを得ることができた。
明のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金について更に詳細に説
明する。 「実施例１」Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、原子組成比がＦｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ
5Ｂ4のインゴットを作製した。このインゴットをるつぼ
内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転しているロ
ールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によって、
減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得た。製造時のノズル
径と、ノズル先端とロール表面との距離（ギャップ）
と、ロールの回転数と、射出圧力と、雰囲気圧力を以下
の表１のように設定して製造したところ、厚さ３５〜２
２９μｍのリボンを得ることができた。
【００１５】
【表１】
【００１６】図１は表１に示す各リボン試料のＸ線回折
パターンを示すものである。図１に示すＸ線回折パター
ンにより、板厚３５〜１３５μｍの試料にあってはいず
れもハローなパターンとなっており、アモルファス単相
組織を有していることが判明した。これに対し、板厚１
５１μｍと１８０μｍの試料では、２θ＝５０゜付近に
のみピークが観察された。このピークは、Ｆｅ2Ｂに帰
属するピークであると考えられる。更に、２２９μｍの
板厚の試料では先のピーク以外にもＦｅ3Ｂに帰属する
ピークが観察されるようになり、更に別の化合物が生成
しているものと思われる。以上の結果から、本発明の組
成系の合金を単ロール法により製造することで、３５〜
１３５μｍまでの範囲の板厚のアモルファス単相組織の
リボンを得ることができることが判明した。
パターンを示すものである。図１に示すＸ線回折パター
ンにより、板厚３５〜１３５μｍの試料にあってはいず
れもハローなパターンとなっており、アモルファス単相
組織を有していることが判明した。これに対し、板厚１
５１μｍと１８０μｍの試料では、２θ＝５０゜付近に
のみピークが観察された。このピークは、Ｆｅ2Ｂに帰
属するピークであると考えられる。更に、２２９μｍの
板厚の試料では先のピーク以外にもＦｅ3Ｂに帰属する
ピークが観察されるようになり、更に別の化合物が生成
しているものと思われる。以上の結果から、本発明の組
成系の合金を単ロール法により製造することで、３５〜
１３５μｍまでの範囲の板厚のアモルファス単相組織の
リボンを得ることができることが判明した。
【００１７】図２と図３は、表１に示す各リボン試料の
ＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す。これらの図か
ら、結晶化温度以下の広い温度領域で過冷却液体域が存
在しΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、この系の
組成の合金が高いアモルファス形成能を有することがわ
かる。また、これらの図の結果から、２２９μｍの板厚
の試料であってもアモルファス相を有することが明らか
になった。図４は、図２と図３に示す各リボン試料のＤ
ＳＣ曲線から求めたＴx、Ｔg、ΔＴxの板厚依存性につ
いて示したものである。図４に示す結果から、Ｔxの値
は板厚に依存して変化する傾向は見られず、約５０６℃
を示した。Ｔgについては、２２９μｍ厚の試料におい
て若干上昇している以外はほぼ一定値（Ｔg＝４５８
℃）を示していることがわかる。Ｔx、Ｔgから求めたΔ
Ｔxについては、Ｔgが上昇した２２９μｍ厚の試料以外
はほぼ一定値（ΔＴx＝４７℃）を示した。
ＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す。これらの図か
ら、結晶化温度以下の広い温度領域で過冷却液体域が存
在しΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、この系の
組成の合金が高いアモルファス形成能を有することがわ
かる。また、これらの図の結果から、２２９μｍの板厚
の試料であってもアモルファス相を有することが明らか
になった。図４は、図２と図３に示す各リボン試料のＤ
ＳＣ曲線から求めたＴx、Ｔg、ΔＴxの板厚依存性につ
いて示したものである。図４に示す結果から、Ｔxの値
は板厚に依存して変化する傾向は見られず、約５０６℃
を示した。Ｔgについては、２２９μｍ厚の試料におい
て若干上昇している以外はほぼ一定値（Ｔg＝４５８
℃）を示していることがわかる。Ｔx、Ｔgから求めたΔ
Ｔxについては、Ｔgが上昇した２２９μｍ厚の試料以外
はほぼ一定値（ΔＴx＝４７℃）を示した。
【００１８】次に前記各リボン試料について、３００〜
４５０℃の温度範囲で熱処理した場合の磁気特性を測定
した。熱処理条件は、赤外線イメージ炉を用い、真空中
で昇降温速度１８０℃／分、保持温度１０分の条件とし
て測定した。図５は、前記各リボン試料における磁気特
性の熱処理温度依存性について示したものである。ま
た、図６は図５に示すデータの中から必要数抜粋したデ
ータのみを記載したものである。これらの図から、３５
〜１８０μｍの範囲の板厚試料のσs（飽和磁化）につ
いては、熱処理なしの試料と変わらずに４００℃までほ
ぼ一定の値を示したが、４５０℃熱処理においては、劣
化する傾向を示した。一方、２２９μｍの板厚の試料に
ついては、４００℃でピークを示した後、劣化する傾向
を示した。この傾向については、実際に２２９μｍの板
厚試料について、熱処理なしの試料と熱処理後の試料の
Ｘ線回折パターンを比較した。
４５０℃の温度範囲で熱処理した場合の磁気特性を測定
した。熱処理条件は、赤外線イメージ炉を用い、真空中
で昇降温速度１８０℃／分、保持温度１０分の条件とし
て測定した。図５は、前記各リボン試料における磁気特
性の熱処理温度依存性について示したものである。ま
た、図６は図５に示すデータの中から必要数抜粋したデ
ータのみを記載したものである。これらの図から、３５
〜１８０μｍの範囲の板厚試料のσs（飽和磁化）につ
いては、熱処理なしの試料と変わらずに４００℃までほ
ぼ一定の値を示したが、４５０℃熱処理においては、劣
化する傾向を示した。一方、２２９μｍの板厚の試料に
ついては、４００℃でピークを示した後、劣化する傾向
を示した。この傾向については、実際に２２９μｍの板
厚試料について、熱処理なしの試料と熱処理後の試料の
Ｘ線回折パターンを比較した。
【００１９】また、図７は板厚２２９μｍの試料につい
て４００℃×１０分の熱処理を行った後のＸ線回折パタ
ーンと熱処理なしの試料のＸ線回折パターンを比較して
示すものである。これらのＸ線回折パターンのうち、２
θ＝５０゜付近に観察されるＦｅ2Ｂ、Ｆｅ3Ｂに帰属す
ると考えられる２つのピークの相対強度から考えた場
合、熱処理なしの試料では２つのピークがほぼ同じであ
るのに対し、４００℃×１０分の熱処理後においてはＦ
ｅ2Ｂに帰属すると思われるピークのみが強くなってい
る。従って、熱処理無しの試料において存在する各結晶
のうち、Ｆｅ2Ｂのみが低温側で成長しているものと推
察される。このため、４００℃付近でσsが最大値を示
したものと認められる。そして、この温度以上になる
と、Ｆｅ3Ｂ等の結晶が成長したために再び劣化したも
のと考えられる。一方、１５１、１８０μｍの板厚試料
では図７に示す結果を参考にすると、熱処理無しの場合
に存在する結晶粒（Ｘ線回折からＦｅ2Ｂ）のみが４０
０℃まで成長するためσsに差は観察されないが、それ
以上の温度になると他の結晶も成長し始めたため劣化し
たものと考えられる。
て４００℃×１０分の熱処理を行った後のＸ線回折パタ
ーンと熱処理なしの試料のＸ線回折パターンを比較して
示すものである。これらのＸ線回折パターンのうち、２
θ＝５０゜付近に観察されるＦｅ2Ｂ、Ｆｅ3Ｂに帰属す
ると考えられる２つのピークの相対強度から考えた場
合、熱処理なしの試料では２つのピークがほぼ同じであ
るのに対し、４００℃×１０分の熱処理後においてはＦ
ｅ2Ｂに帰属すると思われるピークのみが強くなってい
る。従って、熱処理無しの試料において存在する各結晶
のうち、Ｆｅ2Ｂのみが低温側で成長しているものと推
察される。このため、４００℃付近でσsが最大値を示
したものと認められる。そして、この温度以上になる
と、Ｆｅ3Ｂ等の結晶が成長したために再び劣化したも
のと考えられる。一方、１５１、１８０μｍの板厚試料
では図７に示す結果を参考にすると、熱処理無しの場合
に存在する結晶粒（Ｘ線回折からＦｅ2Ｂ）のみが４０
０℃まで成長するためσsに差は観察されないが、それ
以上の温度になると他の結晶も成長し始めたため劣化し
たものと考えられる。
【００２０】次に、保磁力Ｈcについては、各板厚試料
とも、３５０℃熱処理において最小値を示し、熱処理な
しの試料よりも特性が向上する結果となった。更に、熱
処理温度を上昇させると保磁力は増大する傾向を示し
た。また、熱処理無しの試料で結晶が存在すると思われ
る１５１、１８０μｍの板厚試料については、アモルフ
ァス単相のものに比較して若干大きな値を示している。
なお、２２９μｍ板厚の試料についての保磁力は測定不
能であった。次に、透磁率μ'（１ｋＨｚ）について
は、熱処理を施すことによって向上し、３５０℃で最大
値を示した。
とも、３５０℃熱処理において最小値を示し、熱処理な
しの試料よりも特性が向上する結果となった。更に、熱
処理温度を上昇させると保磁力は増大する傾向を示し
た。また、熱処理無しの試料で結晶が存在すると思われ
る１５１、１８０μｍの板厚試料については、アモルフ
ァス単相のものに比較して若干大きな値を示している。
なお、２２９μｍ板厚の試料についての保磁力は測定不
能であった。次に、透磁率μ'（１ｋＨｚ）について
は、熱処理を施すことによって向上し、３５０℃で最大
値を示した。
【００２１】次に、図８は、各リボン試料の各熱処理温
度における磁気特性の板厚依存性を示す。また、図９は
傾向を見やすくするために図８に示すデータのうち、熱
処理温度３５０℃のデータと熱処理無しのデータを抜粋
して記載したものである。これらの図から明らかなよう
に、σsについては、熱処理無しの場合において、１８
０μｍ板厚まではほぼ一定の値を示し、それ以上の板厚
で劣化する傾向を示した。保磁力Ｈcについては、熱処
理無しの試料でアモルファス単相である１２５μｍの板
厚の試料までほぼ一定の値を示し、それ以上の板厚にお
いては増大する傾向を示した。また、熱処理により、４
００℃まで低下する傾向を示す。次に、透磁率μ'（１
ｋＨｚ）については、熱処理無しの試料でアモルファス
単相である１３５μｍまでほぼ一定の値を示し、それ以
上の板厚において減少する傾向を示した。熱処理による
効果は、４００℃まで向上する傾向を示しているが、板
厚増加に従ってその効果は小さくなる。また、４５０℃
熱処理において大幅に劣化する傾向を示した。
度における磁気特性の板厚依存性を示す。また、図９は
傾向を見やすくするために図８に示すデータのうち、熱
処理温度３５０℃のデータと熱処理無しのデータを抜粋
して記載したものである。これらの図から明らかなよう
に、σsについては、熱処理無しの場合において、１８
０μｍ板厚まではほぼ一定の値を示し、それ以上の板厚
で劣化する傾向を示した。保磁力Ｈcについては、熱処
理無しの試料でアモルファス単相である１２５μｍの板
厚の試料までほぼ一定の値を示し、それ以上の板厚にお
いては増大する傾向を示した。また、熱処理により、４
００℃まで低下する傾向を示す。次に、透磁率μ'（１
ｋＨｚ）については、熱処理無しの試料でアモルファス
単相である１３５μｍまでほぼ一定の値を示し、それ以
上の板厚において減少する傾向を示した。熱処理による
効果は、４００℃まで向上する傾向を示しているが、板
厚増加に従ってその効果は小さくなる。また、４５０℃
熱処理において大幅に劣化する傾向を示した。
【００２２】これらの熱処理による軟磁気特性の変化に
ついては、熱処理無しの試料において存在する内部応力
が熱処理を行うことによって緩和されるためであると思
われる。また、最適熱処理温度Ｔaは、今回の試験にお
いては３５０℃付近にあると言える。なお、キュリー温
度Ｔc以下の熱処理では、磁区固着による特性劣化が起
こる可能性があるので、熱処理温度は少なくとも３００
℃以上必要であると思われる。また、４５０℃における
熱処理では、熱処理なしの試料の値よりも劣化する傾向
にあるので、この系の結晶化温度（約５００℃）に近
く、結晶核の生成開始（構造的短範囲秩化序）または結
晶析出開始による磁壁のピンニングに起因して劣化する
ものと思われる。従って、熱処理する場合の温度は３０
０〜５００℃、換言すると、３００℃〜結晶化開始温度
の範囲であることが好ましく、３００〜４５０℃がより
好ましいことが判明した。
ついては、熱処理無しの試料において存在する内部応力
が熱処理を行うことによって緩和されるためであると思
われる。また、最適熱処理温度Ｔaは、今回の試験にお
いては３５０℃付近にあると言える。なお、キュリー温
度Ｔc以下の熱処理では、磁区固着による特性劣化が起
こる可能性があるので、熱処理温度は少なくとも３００
℃以上必要であると思われる。また、４５０℃における
熱処理では、熱処理なしの試料の値よりも劣化する傾向
にあるので、この系の結晶化温度（約５００℃）に近
く、結晶核の生成開始（構造的短範囲秩化序）または結
晶析出開始による磁壁のピンニングに起因して劣化する
ものと思われる。従って、熱処理する場合の温度は３０
０〜５００℃、換言すると、３００℃〜結晶化開始温度
の範囲であることが好ましく、３００〜４５０℃がより
好ましいことが判明した。
【００２３】また、これまで得られた表１に示す各板厚
の試料におけるσs（飽和磁化）と保磁力（Ｈc）と透磁
率（μ'）と組織構造を表２にまとめて示す。構造はＸ
ＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を示し、amoは
アモルファス単相、amo＋cryはアモルファス相＋結晶相
の構造を有することを示す。
の試料におけるσs（飽和磁化）と保磁力（Ｈc）と透磁
率（μ'）と組織構造を表２にまとめて示す。構造はＸ
ＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を示し、amoは
アモルファス単相、amo＋cryはアモルファス相＋結晶相
の構造を有することを示す。
【００２４】
【表２】
【００２５】図１０は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比
較試料について熱処理なしの試料と３７０℃で１２０分
間熱処理した試料、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4なる組
成の試料について熱処理無しの試料と３５０℃で１０分
間熱処理した試料のそれぞれに対し、飽和磁化σsと保
磁力Ｈcと透磁率μ'のそれぞれの板厚依存性を測定した
結果を示す。何れの試料においても板厚３０〜２００μ
ｍの範囲であれば、磁気特性の劣化も少なく、優れた特
性が得られた。
較試料について熱処理なしの試料と３７０℃で１２０分
間熱処理した試料、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4なる組
成の試料について熱処理無しの試料と３５０℃で１０分
間熱処理した試料のそれぞれに対し、飽和磁化σsと保
磁力Ｈcと透磁率μ'のそれぞれの板厚依存性を測定した
結果を示す。何れの試料においても板厚３０〜２００μ
ｍの範囲であれば、磁気特性の劣化も少なく、優れた特
性が得られた。
【００２６】図１１は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4なる組成の試料につい
て３５０℃で１０分間熱処理した試料のそれぞれに対
し、曲げ試験を行い、最大歪を測定した結果を示す。曲
げ試験は、２本のロッドと薄帯試料を用い、２本のロッ
ドの先端部の間にロッドと平行に配置した薄帯を挟み、
２本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に折り曲げ
るものとし、このように山状に折り曲げていった場合に
リボンが折れて切れたときのロッドの端面間の幅をＬと
し、薄帯の厚さをｔとした場合、ｔ／（Ｌ−ｔ）の値を
最大歪（λｆ）と定義することにした。図１１に示す結
果から、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較試料は板厚が
増加するにつれて急激に折り曲げに弱くなる（換言する
と脆くなる）が、本発明に係る組成系の試料では板厚が
増加しても折り曲げに弱くなり難い性質（換言すると脆
くなり難い）を有している。また、板厚が６０μｍ以上
の場合は比較試料よりも本発明系の組成の試料の方が折
り曲げに強くなることも明らかになった。
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4なる組成の試料につい
て３５０℃で１０分間熱処理した試料のそれぞれに対
し、曲げ試験を行い、最大歪を測定した結果を示す。曲
げ試験は、２本のロッドと薄帯試料を用い、２本のロッ
ドの先端部の間にロッドと平行に配置した薄帯を挟み、
２本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に折り曲げ
るものとし、このように山状に折り曲げていった場合に
リボンが折れて切れたときのロッドの端面間の幅をＬと
し、薄帯の厚さをｔとした場合、ｔ／（Ｌ−ｔ）の値を
最大歪（λｆ）と定義することにした。図１１に示す結
果から、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較試料は板厚が
増加するにつれて急激に折り曲げに弱くなる（換言する
と脆くなる）が、本発明に係る組成系の試料では板厚が
増加しても折り曲げに弱くなり難い性質（換言すると脆
くなり難い）を有している。また、板厚が６０μｍ以上
の場合は比較試料よりも本発明系の組成の試料の方が折
り曲げに強くなることも明らかになった。
【００２７】図１２は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の従
来のＦｅ基アモルファス材料と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11
Ｃ5Ｂ4なる組成の本発明に係るＦｅ基金属ガラス合金試
料の透磁率における板厚依存性を比較して示す図であ
る。この図の結果から、本発明に係る試料において、軟
磁気特性に関し、厚さ６０μｍまで遜色無い程度の透磁
率が得られ、８０μｍ以上の厚さであれば従来材料より
も優れた値が得られることが明らかである。また、軟磁
性の面からのみ見ると、透磁率５０００以上を得るため
には、２０〜１８０μｍの厚さの範囲が好ましいことが
明らかである。
来のＦｅ基アモルファス材料と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11
Ｃ5Ｂ4なる組成の本発明に係るＦｅ基金属ガラス合金試
料の透磁率における板厚依存性を比較して示す図であ
る。この図の結果から、本発明に係る試料において、軟
磁気特性に関し、厚さ６０μｍまで遜色無い程度の透磁
率が得られ、８０μｍ以上の厚さであれば従来材料より
も優れた値が得られることが明らかである。また、軟磁
性の面からのみ見ると、透磁率５０００以上を得るため
には、２０〜１８０μｍの厚さの範囲が好ましいことが
明らかである。
【００２８】図１３は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比
較試料と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4なる組成の試料
について、比抵抗の板厚依存性を測定した結果を示す。
本発明組成系の試料にあっては、比較例の試料よりも比
抵抗が高く、１８μｍ厚〜２３５μｍ厚の試料まで１.
５μΩｃｍ以上の値を示した。従って本発明組成系の試
料にあっては高周波での渦電流損失が少なく、高周波損
失の少ないものを提供できることが判明した。
較試料と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4なる組成の試料
について、比抵抗の板厚依存性を測定した結果を示す。
本発明組成系の試料にあっては、比較例の試料よりも比
抵抗が高く、１８μｍ厚〜２３５μｍ厚の試料まで１.
５μΩｃｍ以上の値を示した。従って本発明組成系の試
料にあっては高周波での渦電流損失が少なく、高周波損
失の少ないものを提供できることが判明した。
【００２９】「実施例２」次に、Ｆｅ70+XＡｌ5Ｇａ
2（Ｐ55Ｃ25Ｂ20）23-Xなる組成において、Ｆｅ濃度を
変化させてリボン試料をそれぞれ作製し、各リボン試料
について構造および特性を調べた。リボン試料の作製は
上記実施例１と同様にして行い、試料の板厚は３０μｍ
とした。図１４は、各リボン試料のＸ線回折パターンを
示すものである。この図に示されるように、Ｆｅ濃度が
７１〜７５原子％（Ｘ＝１〜５）の試料にあってはいず
れもハローなパターンとなっており、アモルファス単相
組織を有していることがわかる。これに対し、Ｆｅ濃度
が７６原子％（Ｘ＝６）の試料では、ｂｃｃ−Ｆｅと思
われるピークが観察され（図中○で示す）、結晶が生成
していることが認められる。
2（Ｐ55Ｃ25Ｂ20）23-Xなる組成において、Ｆｅ濃度を
変化させてリボン試料をそれぞれ作製し、各リボン試料
について構造および特性を調べた。リボン試料の作製は
上記実施例１と同様にして行い、試料の板厚は３０μｍ
とした。図１４は、各リボン試料のＸ線回折パターンを
示すものである。この図に示されるように、Ｆｅ濃度が
７１〜７５原子％（Ｘ＝１〜５）の試料にあってはいず
れもハローなパターンとなっており、アモルファス単相
組織を有していることがわかる。これに対し、Ｆｅ濃度
が７６原子％（Ｘ＝６）の試料では、ｂｃｃ−Ｆｅと思
われるピークが観察され（図中○で示す）、結晶が生成
していることが認められる。
【００３０】図１５は、各リボン試料のＤＳＣ曲線（図
示略）から求めたＴx、ＴgのＦｅ濃度依存性について示
したものである。この図の結果から、Ｆｅ濃度が７０〜
７５原子％（Ｘ＝０〜５）の範囲において、Ｔxの値は
Ｆｅ濃度の増加に伴って減少している。また、Ｔgの値
は、Ｆｅ濃度が７０〜７３原子％ではＦｅ濃度の増加に
伴って減少し、これよりもＦｅ濃度が増加すると増加す
る傾向が見られるが、Ｔx、Ｔgから求められるΔＴxに
ついては、３５〜７０℃程度の大きな値が得られてい
る。
示略）から求めたＴx、ＴgのＦｅ濃度依存性について示
したものである。この図の結果から、Ｆｅ濃度が７０〜
７５原子％（Ｘ＝０〜５）の範囲において、Ｔxの値は
Ｆｅ濃度の増加に伴って減少している。また、Ｔgの値
は、Ｆｅ濃度が７０〜７３原子％ではＦｅ濃度の増加に
伴って減少し、これよりもＦｅ濃度が増加すると増加す
る傾向が見られるが、Ｔx、Ｔgから求められるΔＴxに
ついては、３５〜７０℃程度の大きな値が得られてい
る。
【００３１】図１６は、各リボン試料（熱処理無し）の
磁気特性を測定した結果を示したものである。またこの
図には、比較試料として従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモル
ファス材料（板厚２５μｍ、真空中で３７０℃×１２０
分間の熱処理後）の飽和磁化σsと保磁力Ｈcと透磁率
μ'の値をそれぞれ破線で示す。この図から明らかなよ
うに、σsについては、Ｆｅ濃度の増加に伴って向上す
ることがわかる。そして、アモルファス単相組織を有す
るＦｅ濃度範囲においては、Ｆｅ濃度が７５原子％のと
きに、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の比較試料（σs＝１８３ｅｍ
ｕ／ｇ）とほぼ同等のσs＝１５０ｅｍｕ／ｇの値が得
られた。また保磁力Ｈcについては、アモルファス単相
組織を有するＦｅ濃度＝７５原子％までの試料でほぼ一
定の値を示し、それ以上のＦｅ濃度においては大きく増
大した。透磁率μ'（１ｋＨｚ）については、Ｆｅ濃度
の増加に伴って減少する傾向が見られるものの、Ｆｅ濃
度が７０〜７６原子％の範囲で、透磁率５０００以上の
優れた軟磁気特性が得られた。この結果より本発明のＦ
ｅ基軟磁性金属ガラス合金において、Ｆｅを増加させる
ことによってσsを向上させることができ、Ｆｅ75Ａｌ5
Ｇａ2Ｐ9.9Ｃ4.5Ｂ3.6なる組成において、従来のＦｅ−
Ｓｉ−Ｂ系アモルファス材料とほぼ同等のσsを有する
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が、単ロール液体急冷法に
より得られることがわかった。
磁気特性を測定した結果を示したものである。またこの
図には、比較試料として従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモル
ファス材料（板厚２５μｍ、真空中で３７０℃×１２０
分間の熱処理後）の飽和磁化σsと保磁力Ｈcと透磁率
μ'の値をそれぞれ破線で示す。この図から明らかなよ
うに、σsについては、Ｆｅ濃度の増加に伴って向上す
ることがわかる。そして、アモルファス単相組織を有す
るＦｅ濃度範囲においては、Ｆｅ濃度が７５原子％のと
きに、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の比較試料（σs＝１８３ｅｍ
ｕ／ｇ）とほぼ同等のσs＝１５０ｅｍｕ／ｇの値が得
られた。また保磁力Ｈcについては、アモルファス単相
組織を有するＦｅ濃度＝７５原子％までの試料でほぼ一
定の値を示し、それ以上のＦｅ濃度においては大きく増
大した。透磁率μ'（１ｋＨｚ）については、Ｆｅ濃度
の増加に伴って減少する傾向が見られるものの、Ｆｅ濃
度が７０〜７６原子％の範囲で、透磁率５０００以上の
優れた軟磁気特性が得られた。この結果より本発明のＦ
ｅ基軟磁性金属ガラス合金において、Ｆｅを増加させる
ことによってσsを向上させることができ、Ｆｅ75Ａｌ5
Ｇａ2Ｐ9.9Ｃ4.5Ｂ3.6なる組成において、従来のＦｅ−
Ｓｉ−Ｂ系アモルファス材料とほぼ同等のσsを有する
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が、単ロール液体急冷法に
より得られることがわかった。
【００３２】「実施例３」次に、上記実施例１の組成に
Ｓｉを添加してなるＦｅ基軟磁性金属ガラス合金につい
て実施例を挙げ、その効果を明らかにする。原子組成比
がＦｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉのインゴットを作製
し、これをるつぼ内に入れて溶解し、るつぼのノズルか
ら回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロ
ール法によって、減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得
た。製造時の条件を、ノズル径０．４〜０．５ｍｍ、ノ
ズル先端とロール表面との距離（ギャップ）０．３ｍ
ｍ、ロールの回転数２００〜２５００r.p.m.、射出圧力
０．３５〜０．４０kgf/cm2、雰囲気圧力−１０cmHg、
ロール表面状態＃１０００に設定して製造したところ、
厚さ２０〜２５０μｍのリボンを得ることができた。得
られたリボン試料の両表面のうち、作製時にロール表面
に接する側をロール面側、その反対側を自由面側とい
う。
Ｓｉを添加してなるＦｅ基軟磁性金属ガラス合金につい
て実施例を挙げ、その効果を明らかにする。原子組成比
がＦｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉのインゴットを作製
し、これをるつぼ内に入れて溶解し、るつぼのノズルか
ら回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロ
ール法によって、減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得
た。製造時の条件を、ノズル径０．４〜０．５ｍｍ、ノ
ズル先端とロール表面との距離（ギャップ）０．３ｍ
ｍ、ロールの回転数２００〜２５００r.p.m.、射出圧力
０．３５〜０．４０kgf/cm2、雰囲気圧力−１０cmHg、
ロール表面状態＃１０００に設定して製造したところ、
厚さ２０〜２５０μｍのリボンを得ることができた。得
られたリボン試料の両表面のうち、作製時にロール表面
に接する側をロール面側、その反対側を自由面側とい
う。
【００３３】図１７は上記で得られた各リボン試料のＸ
線回折パターンを示すものである。測定はリボン試料の
自由面側で行った。この図に示すＸ線回折パターンによ
り、板厚２０〜１６０μｍの試料にあってはいずれも、
２θ＝４０〜６０゜にハローなパターンを有しており、
アモルファス単相組織を有していることがわかる。これ
に対し、板厚１７０μｍ以上の試料では、２θ＝５０゜
付近にのみピークが観察された。このピークは、Ｆｅ3
Ｃ、Ｆｅ3Ｂのものに帰属するピークであると考えられ
る。以上の結果から、本実施例によれば、単ロール法に
より、２０〜１６０μｍまでの範囲の板厚のアモルファ
ス単相組織のリボンが得られることがわかった。上記実
施例１の合金組成では、板厚１３５μｍ程度まではアモ
ルファス単相組織が得られ、板厚１５１μｍになると結
晶析出によるピークが見られたことから、Ｓｉを添加す
ることによってアモルファス単相組織が得られる板厚、
すなわち臨界板厚が増大することが認められる。
線回折パターンを示すものである。測定はリボン試料の
自由面側で行った。この図に示すＸ線回折パターンによ
り、板厚２０〜１６０μｍの試料にあってはいずれも、
２θ＝４０〜６０゜にハローなパターンを有しており、
アモルファス単相組織を有していることがわかる。これ
に対し、板厚１７０μｍ以上の試料では、２θ＝５０゜
付近にのみピークが観察された。このピークは、Ｆｅ3
Ｃ、Ｆｅ3Ｂのものに帰属するピークであると考えられ
る。以上の結果から、本実施例によれば、単ロール法に
より、２０〜１６０μｍまでの範囲の板厚のアモルファ
ス単相組織のリボンが得られることがわかった。上記実
施例１の合金組成では、板厚１３５μｍ程度まではアモ
ルファス単相組織が得られ、板厚１５１μｍになると結
晶析出によるピークが見られたことから、Ｓｉを添加す
ることによってアモルファス単相組織が得られる板厚、
すなわち臨界板厚が増大することが認められる。
【００３４】図１８は、上記リボン試料と同様の組成Ｆ
ｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉを有し、板厚が約４７０
μｍのリボン試料（熱処理なし）のＸ線回折パターンを
示すものである。測定はリボン試料の自由面側とロール
面側でそれぞれ行った。Ｓｉが添加された合金はアモル
ファスが形成され易いが、このように臨界板厚を越えた
試料にあっては、自由面側、ロール面側ともに結晶化し
ていることがわかる。
ｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉを有し、板厚が約４７０
μｍのリボン試料（熱処理なし）のＸ線回折パターンを
示すものである。測定はリボン試料の自由面側とロール
面側でそれぞれ行った。Ｓｉが添加された合金はアモル
ファスが形成され易いが、このように臨界板厚を越えた
試料にあっては、自由面側、ロール面側ともに結晶化し
ていることがわかる。
【００３５】図１９は、上記で得られた板厚２２〜２２
０μｍの各リボン試料のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲
線を示すものである。昇温速度は０．６７Ｋ／秒とし
た。この図から、上記実施例１と同様に、結晶化温度以
下の広い温度領域で過冷却液体域が存在しΔＴx＝Ｔx−
Ｔgで示される値が大きく、この系の組成の合金が高い
アモルファス形成能を有することがわかる。
０μｍの各リボン試料のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲
線を示すものである。昇温速度は０．６７Ｋ／秒とし
た。この図から、上記実施例１と同様に、結晶化温度以
下の広い温度領域で過冷却液体域が存在しΔＴx＝Ｔx−
Ｔgで示される値が大きく、この系の組成の合金が高い
アモルファス形成能を有することがわかる。
【００３６】図２０は、図１９に示す各リボン試料、お
よびＳｉを添加しないリボン試料について、ＤＳＣ曲線
から求められるＴx、Ｔg、ΔＴxの板厚依存性を調べた
結果を示したものである。この図において、△、●、▽
は、Ｔx、Ｔg、ΔＴxをそれぞれ示している。この図の
結果から、いずれの試料においても、Ｔx、Ｔg、ΔＴx
ともに、板厚に依存して変化する傾向は見られなかっ
た。また、Ｓｉを含有するリボン試料の△Ｔxの値は約
５１Ｋであり、Ｓｉを含有しないリボン試料の△Ｔxの
値が約４７Ｋであるのに比べて、４Ｋ程度向上している
ことが認められる。
よびＳｉを添加しないリボン試料について、ＤＳＣ曲線
から求められるＴx、Ｔg、ΔＴxの板厚依存性を調べた
結果を示したものである。この図において、△、●、▽
は、Ｔx、Ｔg、ΔＴxをそれぞれ示している。この図の
結果から、いずれの試料においても、Ｔx、Ｔg、ΔＴx
ともに、板厚に依存して変化する傾向は見られなかっ
た。また、Ｓｉを含有するリボン試料の△Ｔxの値は約
５１Ｋであり、Ｓｉを含有しないリボン試料の△Ｔxの
値が約４７Ｋであるのに比べて、４Ｋ程度向上している
ことが認められる。
【００３７】次に、前記で得られた厚さ２０〜２５０μ
ｍの各リボン試料について、熱処理を行わない場合と、
熱処理した場合の磁気特性をそれぞれ測定した。図２１
は、各リボン試料の磁気特性の板厚依存性を示す。熱処
理条件は、赤外線イメージ炉を用い、真空中で、上記実
施例１のＳｉを添加しない試料において最適条件であっ
た昇降温速度１８０℃／分、保持温度３５０℃、保持時
間３０分の条件とした。この図から明らかなように、飽
和磁化σsについては、熱処理無しの場合において、板
厚にかかわらずほぼ一定で１４５ｅｍｕ／ｇ程度の値を
示した。熱処理後のσsは、アモルファス単相構造を維
持している板厚１６０μｍまでは熱処理無しのものと大
きく変わらないが、それ以上の板厚で熱処理無しのもの
に比べて劣化する傾向を示した。これは、熱処理によっ
てＦｅ3Ｂ、Ｆｅ3Ｃ等の結晶が成長したことが原因であ
ると考えられる。
ｍの各リボン試料について、熱処理を行わない場合と、
熱処理した場合の磁気特性をそれぞれ測定した。図２１
は、各リボン試料の磁気特性の板厚依存性を示す。熱処
理条件は、赤外線イメージ炉を用い、真空中で、上記実
施例１のＳｉを添加しない試料において最適条件であっ
た昇降温速度１８０℃／分、保持温度３５０℃、保持時
間３０分の条件とした。この図から明らかなように、飽
和磁化σsについては、熱処理無しの場合において、板
厚にかかわらずほぼ一定で１４５ｅｍｕ／ｇ程度の値を
示した。熱処理後のσsは、アモルファス単相構造を維
持している板厚１６０μｍまでは熱処理無しのものと大
きく変わらないが、それ以上の板厚で熱処理無しのもの
に比べて劣化する傾向を示した。これは、熱処理によっ
てＦｅ3Ｂ、Ｆｅ3Ｃ等の結晶が成長したことが原因であ
ると考えられる。
【００３８】保磁力Ｈcについては、熱処理無しの試料
では板厚の増加に伴って増大する傾向を示した。また、
熱処理後の試料は熱処理無しのものに比べてＨcが低下
しており、いずれの板厚においても０．６２５〜０．１
２５ Ｏｅの値を示した。このように熱処理によってＨc
が低下したのは、上記実施例１と同様に、熱処理無しの
試料において存在する内部応力が熱処理を行うことによ
って緩和されたためであると思われる。またこの図と図
９とを比較すると、本実施例ではＳｉを添加したことに
より、上記実施例１のＳｉを含有しないＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金に比べて、熱処理無しの場合はいずれの板
厚においてもＨcが増大している。しかし、熱処理を施
すことでＨcは低下し、Ｓｉを含有しないＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金とほぼ同程度となった。
では板厚の増加に伴って増大する傾向を示した。また、
熱処理後の試料は熱処理無しのものに比べてＨcが低下
しており、いずれの板厚においても０．６２５〜０．１
２５ Ｏｅの値を示した。このように熱処理によってＨc
が低下したのは、上記実施例１と同様に、熱処理無しの
試料において存在する内部応力が熱処理を行うことによ
って緩和されたためであると思われる。またこの図と図
９とを比較すると、本実施例ではＳｉを添加したことに
より、上記実施例１のＳｉを含有しないＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金に比べて、熱処理無しの場合はいずれの板
厚においてもＨcが増大している。しかし、熱処理を施
すことでＨcは低下し、Ｓｉを含有しないＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金とほぼ同程度となった。
【００３９】次に、透磁率μ'（１ｋＨｚ）について
は、熱処理無しの試料では板厚の増加に伴って減少する
傾向を示した。また熱処理によってμ'は向上し、上記
実施例１のＳｉを含有しない組成のＦｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金とほぼ同等の値が得られた。なお、上記実施例
１と同様に、熱処理による効果が板厚増加に従って小さ
くなる傾向は本実施例でも見られた。
は、熱処理無しの試料では板厚の増加に伴って減少する
傾向を示した。また熱処理によってμ'は向上し、上記
実施例１のＳｉを含有しない組成のＦｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金とほぼ同等の値が得られた。なお、上記実施例
１と同様に、熱処理による効果が板厚増加に従って小さ
くなる傾向は本実施例でも見られた。
【００４０】また、本実施例で得られた各板厚の試料
（熱処理無し）におけるσs（飽和磁化）と保磁力
（Ｈc）と透磁率（μ'）と組織構造を表３にまとめて示
す。構造はＸＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を
示し、amoはアモルファス単相、amo＋cryはアモルファ
ス相＋結晶相の構造を有することを示す。
（熱処理無し）におけるσs（飽和磁化）と保磁力
（Ｈc）と透磁率（μ'）と組織構造を表３にまとめて示
す。構造はＸＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を
示し、amoはアモルファス単相、amo＋cryはアモルファ
ス相＋結晶相の構造を有することを示す。
【００４１】
【表３】
【００４２】図２２は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料
について３５０℃で３０分間熱処理した試料のそれぞれ
に対し、飽和磁化σsと保磁力Ｈcと透磁率μ'のそれぞ
れの板厚依存性を測定した結果を示す。この結果より、
Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の本発明に
係るＦｅ基金属ガラス合金試料は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13な
る組成の従来の比較試料と比べて、板厚２０〜２５０μ
ｍの範囲であれば、磁気特性の劣化も少なく、優れた特
性が得られることが認められた。特に軟磁気特性に関し
ては、本発明に係る試料において、従来材料よりも優れ
た透磁率の値が得られており、板厚２０〜２５０μｍの
範囲で透磁率５０００以上の優れた軟磁気特性が得られ
ることが認められる。なお、この発明は、以上の例によ
って何ら限定されるものではなく、その組成、製造方
法、熱処理条件、形状等について様々な態様が可能であ
ることは勿論である。
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料
について３５０℃で３０分間熱処理した試料のそれぞれ
に対し、飽和磁化σsと保磁力Ｈcと透磁率μ'のそれぞ
れの板厚依存性を測定した結果を示す。この結果より、
Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の本発明に
係るＦｅ基金属ガラス合金試料は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13な
る組成の従来の比較試料と比べて、板厚２０〜２５０μ
ｍの範囲であれば、磁気特性の劣化も少なく、優れた特
性が得られることが認められた。特に軟磁気特性に関し
ては、本発明に係る試料において、従来材料よりも優れ
た透磁率の値が得られており、板厚２０〜２５０μｍの
範囲で透磁率５０００以上の優れた軟磁気特性が得られ
ることが認められる。なお、この発明は、以上の例によ
って何ら限定されるものではなく、その組成、製造方
法、熱処理条件、形状等について様々な態様が可能であ
ることは勿論である。
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上であり、比抵抗
が１.５μΩｍ以上であるので、従来のアモルファス合
金薄帯の厚みの制約を克服し、バルク状体としての提供
が可能であって、しかも室温で軟磁気特性を有し、高い
比抵抗を有するＦｅ基金属ガラス合金を提供できる。ま
た、好ましい組成系として、Ｆｅ以外の他の金属元素と
半金属元素とを含有すること、添加する半金属元素とし
て、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少なくとも１種以上と
すること、あるいはＰ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少なく
とも１種以上およびＳｉとすること、他の金属元素とし
て、周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素のうち
の少なくとも１種以上とすることができ、他の金属元素
として、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも
１種以上とすることができる。
冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上であり、比抵抗
が１.５μΩｍ以上であるので、従来のアモルファス合
金薄帯の厚みの制約を克服し、バルク状体としての提供
が可能であって、しかも室温で軟磁気特性を有し、高い
比抵抗を有するＦｅ基金属ガラス合金を提供できる。ま
た、好ましい組成系として、Ｆｅ以外の他の金属元素と
半金属元素とを含有すること、添加する半金属元素とし
て、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少なくとも１種以上と
すること、あるいはＰ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少なく
とも１種以上およびＳｉとすること、他の金属元素とし
て、周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素のうち
の少なくとも１種以上とすることができ、他の金属元素
として、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも
１種以上とすることができる。
【００４４】次に本発明によれば、薄帯状で２０μｍ以
上の厚さ、あるいは２０〜２００μｍの厚さ、特にＳｉ
を添加する場合には２０〜２５０μｍの厚さであって、
比抵抗が１.５μΩｍ以上であり、しかも室温で軟磁気
特性を有するバルク状のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金を
提供することができる。また、前記軟磁気特性におい
て、飽和磁化が高く、保磁力が低く、透磁率が高いもの
を得ることができる。
上の厚さ、あるいは２０〜２００μｍの厚さ、特にＳｉ
を添加する場合には２０〜２５０μｍの厚さであって、
比抵抗が１.５μΩｍ以上であり、しかも室温で軟磁気
特性を有するバルク状のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金を
提供することができる。また、前記軟磁気特性におい
て、飽和磁化が高く、保磁力が低く、透磁率が高いもの
を得ることができる。
【図１】 板厚３５μｍ〜２２９μｍの試料におけるＸ
線回折図形を示す図である。
線回折図形を示す図である。
【図２】 板厚３５μｍ〜１３５μｍの試料のＤＳＣ曲
線を示す図である。
線を示す図である。
【図３】 板厚１５１μｍ〜２２９μｍの試料のＤＳＣ
曲線を示す図である。
曲線を示す図である。
【図４】 結晶化開始温度Ｔxとガラス遷移温度Ｔgおよ
びΔＴxの値の板厚依存性を示す図である。
びΔＴxの値の板厚依存性を示す図である。
【図５】 飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存性を示
す図である。
す図である。
【図６】 図５に示す板厚依存性のデータの一部を抜粋
して示す図である。
して示す図である。
【図７】 板厚２２９μｍの試料における熱処理なしの
場合と熱処理後のＸ線回折図形を示す図である。
場合と熱処理後のＸ線回折図形を示す図である。
【図８】 熱処理条件を変えた各試料の飽和磁化と保磁
力と透磁率の板厚依存性を示す図である。
力と透磁率の板厚依存性を示す図である。
【図９】 図８に示す板厚依存性のデータの一部を抜粋
して示す図である。
して示す図である。
【図１０】 組成の異なる各試料の飽和磁化と保磁力と
透磁率の板厚依存性を示す図である。
透磁率の板厚依存性を示す図である。
【図１１】 組成の異なる試料の最大歪と板厚の関係を
示す図である。
示す図である。
【図１２】 従来のＦｅ基アモルファス材料と本発明に
係る組成の金属ガラス合金の透磁率の板厚依存性を示す
図である。
係る組成の金属ガラス合金の透磁率の板厚依存性を示す
図である。
【図１３】 従来のＦｅ基アモルファス材料と本発明に
係る組成の金属ガラス合金の比抵抗の板厚依存性を示す
図である。
係る組成の金属ガラス合金の比抵抗の板厚依存性を示す
図である。
【図１４】 Ｆｅ濃度７１〜７６原子％の試料における
Ｘ線回折図形を示す図である。
Ｘ線回折図形を示す図である。
【図１５】 結晶化開始温度Ｔxおよびガラス遷移温度
Ｔgの値のＦｅ濃度依存性を示す図である。
Ｔgの値のＦｅ濃度依存性を示す図である。
【図１６】 飽和磁化と保磁力と透磁率のＦｅ濃度依存
性を示す図である。
性を示す図である。
【図１７】 Ｓｉを添加した、板厚２０〜２５０μｍの
試料におけるＸ線回折図形を示す図である。
試料におけるＸ線回折図形を示す図である。
【図１８】 Ｓｉを添加した、板厚４７０μｍの試料に
おけるＸ線回折図形を示す図である。
おけるＸ線回折図形を示す図である。
【図１９】 Ｓｉを添加した試料のＤＳＣ曲線を示す図
である。
である。
【図２０】 結晶化開始温度Ｔxとガラス遷移温度Ｔgお
よびΔＴxの値の板厚依存性を示す図である。
よびΔＴxの値の板厚依存性を示す図である。
【図２１】 Ｓｉを添加した試料における熱処理なしの
場合と熱処理後の飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存
性を示す図である。
場合と熱処理後の飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存
性を示す図である。
【図２２】 従来のＦｅ基アモルファス材料と本発明に
係るＳｉを添加した金属ガラス合金の飽和磁化と保磁力
と透磁率の板厚依存性を示す図である。
係るＳｉを添加した金属ガラス合金の飽和磁化と保磁力
と透磁率の板厚依存性を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806 (72)発明者 水嶋 隆夫 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 藤田 浩一 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 山口 巨樹 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内
Claims (16)
- 【請求項１】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは結晶化開
始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上であり、比
抵抗が１．５μΩｍ以上であることを特徴とするＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項２】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が、Ｆ
ｅ以外の他の金属元素と半金属元素とを含有することを
特徴とする請求項１に記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス合
金。 - 【請求項３】 半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅ
のうちの少なくとも１種以上を含有してなることを特徴
とする請求項２に記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項４】 半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅ
のうちの少なくとも１種以上およびＳｉを含有してなる
ことを特徴とする請求項２に記載のＦｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金。 - 【請求項５】 他の金属元素が、周期律表ＩＩＩＢ族及
びＩＶＢ族の金属元素のうちの少なくとも１種以上であ
ることを特徴とする請求項２〜４のいずれかに記載のＦ
ｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項６】 他の金属元素が、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及び
Ｓｎのうちの少なくとも１種以上であることを特徴とす
る請求項５に記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項７】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成
が原子％で Ａｌ： １ 〜１０％ Ｇａ： ０.５〜 ４％ Ｐ： ９ 〜１５％ Ｃ： ５ 〜 ７％ Ｂ： ２ 〜１０％ Ｆｅ： 残部 であることを特徴とする請求項１，２，３，５，６のい
ずれかに記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項８】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成
が原子％で Ａｌ： １ 〜１０％ Ｇａ： ０.５〜 ４％ Ｐ： ９ 〜１５％ Ｃ： ５ 〜 ７％ Ｂ： ２ 〜１０％ Ｓｉ： ０ 〜１５％ Ｆｅ： 残部 であることを特徴とする請求項１，２，４，５，６のい
ずれかに記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項９】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成
に、原子％でＧｅが０〜４％含有されていることを特徴
とする請求項７または８に記載のＦｅ基軟磁性金属ガラ
ス合金。 - 【請求項１０】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組
成に、原子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及び
Ｃｒの少なくとも１種以上が７％以下含有されているこ
とを特徴とする請求項７〜９のいずれかに記載のＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項１１】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組
成に、原子％で１０％以下のＮｉと３０％以下のＣｏの
少なくとも一方が含有されていることを特徴とする請求
項７〜１０のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス
合金。 - 【請求項１２】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が薄
帯状であり、その板厚が２０μｍ以上であることを特徴
とする請求項１〜１１のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金。 - 【請求項１３】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が薄
帯状であり、その板厚が２０μｍ以上、２００μｍ以下
であることを特徴とする請求項ｌ，２，３，５，６，
７，９，１０，１１のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金。 - 【請求項１４】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が薄
帯状であり、その板厚が２０μｍ以上、２５０μｍ以下
であることを特徴とする請求項ｌ，２，４，５，６，
８，９，１０，１１のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金。 - 【請求項１５】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金のＸ
線回折像がハローパターンを具備することを特徴とする
請求項１〜１４のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金。 - 【請求項１６】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金に、
３００〜５００℃の温度範囲の熱処理が施されてなるこ
とを特徴とする請求項１〜１５のいずれかに記載のＦｅ
基軟磁性金属ガラス合金。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24375696A JP3710226B2 (ja) | 1996-03-25 | 1996-09-13 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金よりなる急冷リボン |
| US08/832,325 US5961745A (en) | 1996-03-25 | 1997-03-25 | Fe Based soft magnetic glassy alloy |
| DE19712526A DE19712526C2 (de) | 1996-03-25 | 1997-03-25 | Magnetisch weiches Metallegierungsglas auf Fe-Basis |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8-68818 | 1996-03-25 | ||
| JP6881896 | 1996-03-25 | ||
| JP24375696A JP3710226B2 (ja) | 1996-03-25 | 1996-09-13 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金よりなる急冷リボン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09320827A true JPH09320827A (ja) | 1997-12-12 |
| JP3710226B2 JP3710226B2 (ja) | 2005-10-26 |
Family
ID=26410007
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24375696A Expired - Lifetime JP3710226B2 (ja) | 1996-03-25 | 1996-09-13 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金よりなる急冷リボン |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5961745A (ja) |
| JP (1) | JP3710226B2 (ja) |
| DE (1) | DE19712526C2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100690281B1 (ko) * | 2004-11-22 | 2007-03-09 | 경북대학교 산학협력단 | 철계 다원소 비정질 합금조성물 |
| US7622011B2 (en) | 2002-12-25 | 2009-11-24 | Japan Science And Technology Agency | Spherical particles of Fe base metallic glass alloy, Fe base sintered alloy soft magnetic material in bulk form produced by sintering the same, and method for their production |
| DE112008000720T5 (de) | 2007-03-20 | 2010-04-29 | Nec Tokin Corp., Sendai | Weichmagnetische Legierung, die weichmagnetische Legierung verwendendes magnetisches Teil und Verfahren zum Herstellen derselbigen |
| DE112008002495T5 (de) | 2007-09-18 | 2010-10-21 | Nec Tokin Corp., Sendai | Weichmagnetische amorphe Legierung |
| US8277579B2 (en) | 2006-12-04 | 2012-10-02 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | Amorphous alloy composition |
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