JPH10324939A

JPH10324939A - Ｃｏ基非晶質軟磁性合金

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Publication number: JPH10324939A
Application number: JP112998A
Authority: JP
Inventors: Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1997-03-25
Filing date: 1998-01-06
Publication date: 1998-12-08
Anticipated expiration: 2018-01-06
Also published as: JP4216918B2

Abstract

(57)【要約】【課題】磁歪が低く耐熱性に優れ、電気抵抗が高く過
電流損失が少なく、しかも非晶質形成能が高く、鋳造法
など徐冷の冷却条件でも容易に非晶質成形物を得ること
ができる非晶質合金の提供。【解決手段】下記の組成式Ｃｏ_100-x-y-z-wＴ_xＭ_yＬ_zＢ_w （式中、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
かつ０≦ｘ≦３０（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子
％）、０≦ｚ≦１０（原子％）、１５≦ｗ≦２２（原子
％）である）で表されるＣｏ基非晶質軟磁性合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質でかつ軟磁
性を有するＣｏ基の合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】多元素合金のある種のものは、組成物を
溶融状態から急冷するとき、結晶化せず、一定の温度幅
を有する過冷却液体状態を経過してガラス状固体に転移
する性質を有していて、この種の非晶質合金は金属ガラ
ス合金（glassy alloy）と呼ばれている。従来から知ら
れている金属ガラス合金としては、１９６０年代におい
て最初に製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ系の非晶質合金、１９
７０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ
−Ｂ系、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合
金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）系非晶質合金、（Ｆｅ，
Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ系非晶質合
金などがある。これらは磁性を有しているので、非晶質
磁性材料としてトランスのコア材などの成形材料として
の応用が期待された。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしこれらはいずれ
も、過冷却液体状態の温度幅が狭いために、単ロール法
と呼ばれる成形法などにより１０⁵ Ｋ／ｓレベルの冷却
速度で急冷して製造する必要があり、製造されたものは
厚さが５０μｍ以下の薄帯状であって、バルク形状の非
晶質固体を得ることはできなかった。

【０００４】過冷却液体状態の温度幅が比較的広く、よ
り緩慢な冷却によって非晶質固体が得られる金属ガラス
合金としては、１９８８年〜１９９１年にかけて、Ｌｎ
−Ａｌ−ＴＭ、Ｍｇ−Ｌｎ−ＴＭ、Ｚｒ−Ａｌ−ＴＭ
（ここで、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示す）
系等が知られ、これらの金属ガラス合金からは厚さ数ｍ
ｍ程度の非晶質固体も得られてはいるが、これらはいず
れも磁性を有しないので磁性材料としては使用できない
ものであった。

【０００５】磁性を有する非晶質合金としては、従来か
らＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系のものが知られている。この系の非
晶質合金は、飽和磁束密度は高いものの磁歪が１×１０
^-5台と大きく、十分な軟磁気特性が得られず、また耐熱
性が悪く、電気抵抗も小さく、トランスのコア材などと
して用いる場合には過電流損失が大きいという問題があ
った。一方、Ｃｏ基の非晶質合金は軟磁気特性には優れ
ているものの、熱安定性に劣り、また電気抵抗も十分高
くないため、やはりトランスのコア材などとして用いる
と過電流損失が大きく実用化に難点があった。しかもこ
れらのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系やＣｏ基の非晶質合金は、前記
のように溶湯からの急冷という条件下でなくては非晶質
が形成できず、バルク形状の固体を作成するためには液
体の急冷によって得られた薄帯を粉砕し、密圧下に焼結
するという工程を経なければならず、工数がかかると共
に成形物が脆いという問題もあった。

【０００６】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、従ってその目的は、磁歪が低く耐
熱性に優れ、電気抵抗が高く過電流損失が少なく、しか
も非晶質形成能が高く、鋳造法など徐冷の冷却条件でも
容易に非晶質成形物を得ることができる非晶質合金を提
供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】前記の課題を解決するた
めに本発明は、下記の式１の組成式式１：Ｃｏ_100-x-y-z-wＴ_xＭ_yＬ_zＢ_w （式中、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
かつ０≦ｘ≦３０（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子
％）、０≦ｚ≦１０（原子％）、１５≦ｗ≦２２（原子
％）である）で表されるＣｏ基非晶質軟磁性合金を提供
する。

【０００８】前記のＣｏ基非晶質軟磁性合金は、ｘが８
≦ｘ≦３０（原子％）であり、かつガラス転移点Ｔｇを
有するものであることが好ましい。前記のＣｏ基非晶質
軟磁性合金は、ｘが１４≦ｘ≦２１（原子％）であり、
前記のガラス転移点Ｔｇと結晶化開始温度Ｔｘとの差Δ
Ｔｘが２０Ｋ以上であることが好ましい。このガラス転
移点Ｔｇと結晶化開始温度Ｔｘとの差ΔＴｘは、ΔＴｘ
＝Ｔｘ−Ｔｇの式で表される過冷却液体領域の温度幅Δ
Ｔｘのことをさす。

【０００９】前記Ｃｏ基非晶質軟磁性合金は、Ｍが
（Ｍ’_1-cＭ''_c）で表され、Ｍ’はＺｒ、Ｈｆのうちの
１種または２種、Ｍ''はＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏの
うちの１種または２種以上であり、ｃは０．２≦ｃ≦１
であり、ガラス転移点Ｔｇを有しているものであっても
よい。また、前記のＣｏ基非晶質軟磁性合金は、ｘが０
≦ｘ≦８（原子％）であり、かつ磁歪の絶対値が５×１
０^-6より小さいものであることが好ましい。また、前記
のＣｏ基非晶質軟磁性合金は、ｘが０≦ｘ≦３（原子
％）であり、かつ磁歪の絶対値が１×１０^-6より小さい
ものであることが好ましい。

【００１０】

【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態を説明
する。本発明に係るＣｏ基非晶質軟磁性合金は、前記の
式１で表される組成を有するものであり、基本的に下記
の５群の元素を構成要素としている。Ｃｏ：本非晶質
軟磁性合金の基となる元素Ｔ群：Ｆｅ、Ｎｉのうちの１種または２種Ｍ群：Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗのう
ちの１種または２種以上Ｌ群：Ｃｒ、Ｍｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐ
ｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種また
は２種以上Ｂ：ほう素これらの元素群の構成比率は、Ｔ群元素が０原子％〜３
０原子％の範囲内であり、Ｍ群元素は５原子％〜１５原
子％の範囲内であり、Ｌ群元素は０原子％〜１０原子％
の範囲内であり、Ｂは１５原子％〜２２原子％の範囲内
であり、残部がＣｏである。Ｃｏの比率は２３原子％〜
８０原子％の範囲内である。

【００１１】本発明のＣｏ基非晶質軟磁性合金におい
て、前記の各元素群は一体となって非晶質でかつ軟磁性
を有する合金を形成しているが、それぞれの元素群は下
記の特性に寄与していると考えられる。Ｃｏ：合金の基となり磁性を担う。Ｔ群：これも磁性を担う元素であるが、特にＦｅが８
原子％以上配合されるとガラス転移点Ｔｇが生ずるよう
になり、過冷却液体状態が得易くなる。ただし３０原子
％を越えると磁歪が１×１０^-6より大となり好ましくな
い。Ｍ群：過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを拡大する効果
があり、非晶質を形成し易くする。配合量が５原子％未
満ではガラス転移点Ｔｇが出現しなくなり好ましくな
い。また、１５原子％を越えると磁気特性が低下し、特
に、磁化が低下するため好ましくない。Ｌ群：合金の耐食性を向上する効果がある。ただし、１
０原子％を越えて多量に配合すると磁気特性や非晶質形
成性を劣化させるので好ましくない。Ｂ：高い非晶質形成能を有すると共に、１５原子％
〜２２原子％の配合によって比抵抗を増大させ、かつ熱
安定性を高める効果がある。配合量は、１５原子％未満
では非晶質形成能が不十分でΔＴｘが減少または消滅す
る。また２２原子％を越えると磁気特性を劣化させるの
で好ましくない。

【００１２】本発明のＣｏ基非晶質軟磁性合金はガラス
転移点Ｔｇを有し、このガラス転移点Ｔｇと結晶化開始
温度Ｔｘとの差、すなわち ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス転移点で
ある）の式で表される過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘ
が、２０Ｋ以上とされていることが好ましい。この条件
を充たす組成物は、溶融状態から冷却するとき、結晶化
開始温度Ｔｘの低温側に２０Ｋ以上の広い過冷却液体領
域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの
過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを経過した後に、ガラス
転移点Ｔｇに至って非結晶質のいわゆる金属ガラス合金
を形成する。過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが２０Ｋ以
上と広いために、従来知られている非晶質合金のように
急冷しなくても非晶質の固体が得られ、従って鋳型など
の方法により厚みのあるブロック体を成形することがで
きるようになる。

【００１３】前記式１で示されるＣｏ基非晶質軟磁性合
金において、特に、ｘが１４≦ｘ≦２１（原子％）であ
るとき、過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが２０Ｋ以上と
広いものが好適に得られる。上記Ｍ群元素のうちでもＺ
ｒもしくはＨｆが好ましく、特にＺｒが有効であり、そ
の一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏのうち１種または
２種以上の元素と置換することができ、その場合の前記
Ｍは、（Ｍ’_1-cＭ''_c）で表される。このとき、Ｍ’
は、ＺｒもしくはＨｆ、またはＺｒとＨｆを両方含んで
いる元素である。また、Ｍ''はＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、
Ｍｏのうちの１種または２種以上の元素であり、この中
でもＮｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏが好ましい。置換する場合の
組成比ｃは、０．２≦ｃ≦１の範囲、より好ましくは
０．２≦ｃ≦０．８の範囲であると、過冷却液体領域の
温度幅ΔＴｘを拡大することができる。このようにＭ’
の一部をＴｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏのうち１種または
２種以上の元素と置換されている場合は、Ｆｅの配合量
ｘが８以下と少ない場合であってもＴｇを有しており、
ΔＴｘを認めることができる。

【００１４】特に低磁歪性のＣｏ基非晶質軟磁性合金が
求められる場合には、前記の式１においてＴ群（Ｆｅお
よび／またはＮｉ）の配合量ｘを０原子％〜２０原子％
の範囲内とすることが好ましい。これによってΔＴｘを
広くすることができる。磁歪の絶対値を１０×１０^-6よ
り小さくすることができる。また、Ｔ群の配合量ｘを０
原子％〜８原子％の範囲内とすることが好ましい。これ
によって、磁歪の絶対値を５×１０^-6より小さくするこ
とができる。さらに、Ｔ群の配合量ｘは、０原子％〜３
原子％の範囲内にされることがより好ましく。これによ
って磁歪の絶対値が１×１０^-6より小さくすることがで
きる。

【００１５】本発明のＣｏ基非晶質軟磁性合金からなる
非晶質固体を製造するに際しては、前記元素からなる組
成物の溶融物を過冷却液体状態を保ったまま冷却し固化
する必要がある。冷却には一般的に急冷法と徐冷法とが
ある。急冷法の具体例としては、例えば単ロール法と呼
ばれる方法が知られている。この方法は、先ず各成分の
元素単体粉末を前記の組成割合となるように混合し、次
いでこの混合粉末をＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中に
おいて、るつぼ等の溶解装置で溶解して合金の溶湯とす
る。次にこの溶湯を、回転している冷却用金属ロールに
吹き付けて急冷することにより、薄帯状の金属ガラス合
金固体を得ることができる。

【００１６】得られた薄帯は粉砕し、この非晶質粉末を
型に入れ、密圧しながら粉末の表面が互いに融着する温
度に加熱し、焼結することによってブロック形状の成形
物を製造することができる。また合金の溶湯を単ロール
法で冷却する際、過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが十分
に大きければ、冷却速度を緩和することができるので、
比較的厚みの厚い板状固体を得ることができ、例えばト
ランスのコア材等を成形することができる。更に、本発
明のＣｏ基非晶質軟磁性合金は、過冷却液体領域の温度
幅ΔＴｘが十分に大きいことを利用して、鋳型など徐冷
による鋳造も可能になる。更に液中紡糸法などにより細
線を形成したり、スパッタ、蒸着などにより薄膜化する
ことも可能である。

【００１７】以上詳しく説明したように本発明のＣｏ基
非晶質軟磁性合金は、磁気特性と成形性に優れたもので
あるので、トランスや磁気ヘッドの部材として有用であ
るばかりでなく、磁性材料に交流電流を印加したとき素
材にインピーダンスによる電圧が発生し、その振幅が素
材の長さ方向の外部磁界によって変化するいわゆるＭＩ
効果が発現するところから、ＭＩ素子としても適用が可
能である。

【００１８】

【実施例】

（製造例１）所定割合のＣｏとＴ群元素（Ｆｅ）とＭ群
元素（Ｚｒ）とＢとをＡｒガス雰囲気中で混合し、アー
ク溶解して下記組成の２種類の母合金を製造した。実施例１：Ｃｏ₆₇Ｆｅ₃Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀ 実施例２：Ｃｏ₆₉Ｆｅ₃Ｚｒ₈Ｂ₂₀ 次に、これらの母合金をルツボで溶解し、Ａｒガス雰囲
気中４０ｍ／ｓで回転している銅ロールに、ルツボ下端
の０．４ｍｍ径のノズルから射出圧力０．３９×１０⁵
Ｐａで吹き出して急冷する単ロール法により、幅０．４
〜１ｍｍ、厚さ１３〜２２μｍの金属ガラス合金薄帯の
試料を製造し、それぞれのキューリー点および比抵抗を
測定した。結果を表１に示す。

【００１９】

【表１】

【００２０】表１の結果から、各実施例の試料は、高い
キューリー点を有しているため熱的安定性が高いことが
わかる。また、高い比抵抗を有していることから、トラ
ンスのコア材などとして使用した場合に過電流損失を低
減できるため、コアロス等を抑えることができる。

【００２１】次に、上記実施例と同様の製造条件で、Ｃ
ｏ_70-xＦｅ_xＺｒ₁₀Ｂ₂₀（ｘ＝０，７，１４，２１）な
る組成の薄帯試料と、Ｃｏ_72-xＦｅ_xＺｒ₈Ｂ₂₀（ｘ＝
０，９，１６，２０）なる組成の薄帯試料を作製した。
図１と図２に、作製した各組成の薄帯試料のＤＳＣ（示
差走査熱量測定）曲線を示す。これらの図から、Ｃｏ₅₆
Ｆｅ₁₄Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではΔＴｘ＝２５
Ｋ、Ｃｏ₄₉Ｆｅ₂₁Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではΔ
Ｔｘ＝３４Ｋ、Ｃｏ₅₆Ｆｅ₁₆Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯
試料ではΔＴｘ＝３９Ｋ、Ｃｏ₅₂Ｆｅ₂₀Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる
組成の薄帯試料ではΔＴｘ＝４２Ｋであり、従ってこれ
らの組成の薄帯試料においてはΔＴｘが認められ、Ｆｅ
量の増加とともに過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが大き
くなっていることが認められる。

【００２２】図３は、作製したＣｏ_70-xＦｅ_xＺｒ₁₀Ｂ
₂₀なる組成の薄帯試料と、Ｃｏ_72-xＦｅ_xＺｒ₈Ｂ₂₀なる
組成の薄帯試料のＴｘとＴｇとΔＴｘのＦｅ配合量依存
性について示したものである。図３から、この系の組成
の合金においては、Ｆｅ配合量が１４原子％〜２１原子
％のとき２０Ｋ以上と広いΔＴｘが得られていることが
わかる。

【００２３】次に前記各組成の薄帯試料について、保持
温度１０分、８００Ｋで熱処理した場合の磁気特性を測
定した。ここでの磁気特性は、振動試料型磁力計（ＶＳ
Ｍ）およびＢ−Ｈループトレーサを用いて測定し、磁歪
（λｓ）は静電容量法により測定した。図４は、前記各
組成の薄帯試料における磁気特性のＦｅ配合量依存性に
ついて示したものである。これらの図から、この系の組
成の合金においては、Ｆｅの配合量（原子％）の増加と
ともに飽和磁化（Ｉｓ）および磁歪（λｓ）が増加して
いることがわかる。Ｆｅ配合量が２０原子％以下であれ
ばλｓの絶対値が１０×１０^-6よりも小さいものが得ら
れ、Ｆｅ配合量が８原子％以下であればλｓの絶対値が
５×１０^-6よりも小さくものが得られ、Ｆｅ配合量が３
原子％以下であればλｓの絶対値が１×１０^-6よりも小
さいものが得られることがわかる。また、保持力（Ｈ
ｃ）についてはＦｅの配合量が０〜１６原子％までは、
Ｆｅの配合量の増加とともにやや大きくなる傾向にある
が、１６原子％を超えると小さくなっていることがわか
る。

【００２４】次に前記各組成の薄帯試料を保持温度１０
分、７５０Ｋ〜８００Ｋで熱処理した後の特性について
調べた。図５は、幅１ｍｍと幅１５ｍｍのＣｏ₅₆Ｆｅ₁₆
Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料、幅１ｍｍのＣｏ₆₉Ｆｅ₃
Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料が使用される時の周波数
と、複素透磁率の実数部μ’との関係を示したものであ
る。また、比較のために幅１５ｍｍのＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃
からなるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５Ｓ２（商品名；アライ
ド社）の薄帯試料、幅１５ｍｍのＣｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍ
ｏ−Ｓｉ−Ｂ系のＭＥＴＧＬＡＳ２６０５Ｓ２（商品
名；アライド社）の薄帯試料が使用される時の周波数と
複素透磁率の実数部μ’との関係を図５に合わせて示し
た。図６は、幅１５ｍｍのＣｏ₅₆Ｆｅ₁₆Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる
組成の薄帯試料が使用される時の周波数と、複素透磁率
の実数部μ’ならびに複素透磁率の虚数部μ''との関係
を示したものである。

【００２５】図５〜図６から、比較例のＦｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ
₁₃からなる薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−
Ｂ系の薄帯試料では、使用周波数が大きくなるにしたが
って複素透磁率の実数部μ’が急激に低下しており、使
用周波数により特性に大きなバラツキが生じてしまうこ
とがわかる。また、これら比較例の薄帯試料は、５ｋＨ
ｚ以上の周波数領域において、Ｃｏ₅₆Ｆｅ₁₆Ｚｒ₈Ｂ₂₀
なる組成の薄帯試料及びＣｏ₆₉Ｆｅ₃Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成
の薄帯試料よりもμ’の値が小さくなっている。これ
に対してＣｏ₅₆Ｆｅ₁₆Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料と
Ｃｏ₆₉Ｆｅ₃Ｚｒ ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料は、低周波領
域でも複素透磁率の実数部μ’の値が大きく、約５００
ｋＨｚまでμ’の値がほぼ一定であり、５００ｋＨｚを
超える高周波領域になると緩やかに低下している。ま
た、Ｃｏ₅₆Ｆｅ₁₆Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料は、低
周波領域でも複素透磁率の実数部μ’の値が２００００
と大きく、約５００ｋＨｚ付近でも複素透磁率の実数部
μ’が複素透磁率の虚数部μ''より低下しておらず、ま
た、約７５０ｋＨｚを超える高周波領域ではμ''がμ’
より大きくなっており、よって、５００ｋＨｚ〜１００
００ｋＨｚ帯の高周波領域でもＱの値が十分大きく、コ
ア材として用いても磁心損失が小さく、高周波用材料と
して優れたものであることが分かる。なお、上記Ｑは、
コア材の損失特性を示すものであり、この値が大きいほ
ど、高周波用材料として優れるものである。

【００２６】（製造例２）所定割合のＣｏとＴ群元素
（Ｆｅ）とＭ群元素（Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗのうちの１
種または２種以上）とＢとをＡｒガス雰囲気中で混合
し、アーク溶解して各種組成の母合金を製造した。次
に、これらの母合金をルツボで溶解し、Ａｒガス雰囲気
中４０ｍ／ｓで回転している銅ロールに、ルツボ下端の
０．４ｍｍ径のノズルから射出圧力０．３９×１０⁵Ｐ
ａで吹き出して急冷する単ロール法により、幅０．４〜
１ｍｍ、厚さ１３〜２２μｍの金属ガラス合金薄帯試料
を作製した。

【００２７】図７は、作製した厚さ２０μｍのＣｏ₆₃Ｆ
ｅ₇Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料（Ｍ＝Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｗ）のＸ線回折パターンを示すものである。図７に
示すＸ線回折パターンにより、板厚２０μｍの薄帯試料
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。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、アモルファス単相組織の薄帯が得られ
ることが判明した。

【００２８】図８に、作製したＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＮ
ｂ_yＢ₂₀なる組成の薄帯試料（ｙ＝０，２，４，６，
８）のＤＳＣ曲線を示す。図８から、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ
₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではΔＴｘが認められず、Ｃ
ｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではＴｇ
＝８３０Ｋ、Ｔｘ＝８６５Ｋ、ΔＴｘ＝３５であり、Ｃ
ｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₆Ｎｂ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではＴｇ
＝８４２Ｋ、Ｔｘ＝８８２Ｋ、ΔＴｘ＝４０であり、Ｃ
ｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではＴｇ
＝８５３Ｋ、Ｔｘ＝８９８Ｋ、ΔＴｘ＝４５であり、Ｃ
ｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₂Ｎｂ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではＴｇ
＝８６０Ｋ、Ｔｘ＝８９９Ｋ、ΔＴｘ＝３９であった。
従って、この系の組成の合金においては、Ｆｅの配合量
が７原子％と少ない場合であっても、ＺｒとＮｂが複合
添加されていれば、すなわち、ｙ＝２〜８原子％（Ｚｒ
に対しＮｂが組成比で０．２〜０．８置換）であれば、
ΔＴｘが認められ、しかも３５Ｋ以上と広いΔＴｘが有
していることがわかる。

【００２９】図９に、作製したＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＴ
ａ_yＢ₂₀なる組成の薄帯試料（ｙ＝０，２，４，６，
８，１０）のＤＳＣ曲線を示す。図９から、Ｃｏ₆₃Ｆｅ
₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではΔＴｘが認められ
ず、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₈Ｔａ₂Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料で
はＴｇ＝８３０Ｋ、Ｔｘ＝８６５Ｋ、ΔＴｘ＝３７であ
り、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₆Ｔａ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料で
はＴｇ＝８５８Ｋ、Ｔｘ＝８９５Ｋ、ΔＴｘ＝３７であ
り、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₄Ｔａ₆Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料で
はＴｇ＝８４３Ｋ、Ｔｘ＝８８３Ｋ、ΔＴｘ＝４０であ
り、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₂Ｔａ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料で
はＴｇ＝８３３Ｋ、Ｔｘ＝８６６Ｋ、ΔＴｘ＝３３、Ｃ
ｏ₆₃Ｆｅ₇Ｔａ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではＴｇ＝８
３８Ｋ、Ｔｘ＝８６８Ｋ、ΔＴｘ＝３０であった。従っ
て、この系の組成の合金においては、Ｆｅの配合量が７
原子％と少ない場合であっても、ＺｒとＴａが複合添加
されていれば、すなわち、Ｔａが２〜１０原子％（Ｚｒ
に対しＴａが組成比で０．２〜１．０置換）であれば、
ΔＴｘが認められ、しかも３３Ｋ以上と広いΔＴｘが有
していることがわかる。

【００３０】図１０に、作製したＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-y
Ｗ_yＢ₂₀なる組成の薄帯試料（ｙ＝０，２，４，６，
８，１０）のＤＳＣ曲線を示す。図１０から、Ｃｏ₆₃Ｆ
ｅ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではΔＴｘが認めら
れず、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₈Ｗ₂Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料で
はＴｇ＝８６０Ｋ、Ｔｘ＝９０２Ｋ、ΔＴｘ＝４０であ
り、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₆Ｗ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料では
Ｔｇ＝８３８Ｋ、Ｔｘ＝８８２Ｋ、ΔＴｘ＝４４であ
り、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₄Ｗ₆Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料では
Ｔｇ＝８４０Ｋ、Ｔｘ＝８７９Ｋ、ΔＴｘ＝３９であ
り、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₂Ｗ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料では
Ｔｇ＝８１９Ｋ、Ｔｘ＝８５０Ｋ、ΔＴｘ＝３１、Ｃｏ
₆₃Ｆｅ₇Ｗ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料ではＴｇ＝８０８
Ｋ、Ｔｘ＝８３２Ｋ、ΔＴｘ＝２４であった。従って、
この系の組成の合金においては、Ｆｅの配合量が７原子
％と少ない場合であっても、ＺｒとＷが複合添加されて
いれば、すなわち、Ｗが２〜１０原子％（Ｚｒに対しＷ
が組成比で０．２〜１．０置換）であれば、ΔＴｘが認
められ、しかも３１Ｋ以上と広いΔＴｘが有しているこ
とがわかる。

【００３１】図１１は、作製したＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-y
Ｍ_yＢ₂₀なる組成の薄帯試料（Ｍ＝Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）の
ＴｘとＴｇとΔＴｘのＭ（Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）配合量依存
性について示したものである。図１１から、この系の組
成の合金においては、Ｚｒを上記Ｍ（Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）
で置換したときのＭ配合量が２原子％〜８原子％のとき
３０Ｋ以上と広いΔＴｘが得られており、特に、ＭがＮ
ｂまたはＴａのとき、該Ｍ配合量を２原子％〜６原子％
とすると４０Ｋ以上と広いΔＴｘが得られており、Ｍ配
合量を４原子％とすると４５Ｋ以上とより広いΔＴｘが
得られていることがわかる。

【００３２】次に前記各組成の薄帯試料について、保持
温度１０分、８００Ｋで熱処理した場合の磁気特性を測
定した。ここでの磁気特性は、振動試料型磁力計（ＶＳ
Ｍ）およびＢ−Ｈループトレーサを用いて測定し、磁歪
（λｓ）は静電容量法により測定した。透磁率（μe）
はインピーダンスアナライザーを用いて測定した。図１
２は、作製したＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＭ_yＢ₂₀なる組成の
薄帯試料（Ｍ＝Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）の磁気特性のＭ（Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｗ）配合量依存性について示したものであ
る。図１２から、この系の組成の合金においては、Ｆｅ
の配合量が７原子％の場合で、Ｚｒを上記Ｍ（Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｗ）で置換したときのＭ配合量を増加させても飽和
磁化（Ｉｓ）は殆ど変化しておらず、また、保磁力は５
Ａ／ｍ以下であることがわかる。また、Ｆｅの配合量が
７原子％と少ない場合であっても、Ｚｒが上記Ｍ（Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｗ）で置換（ＺｒとＭの複合添加）されてい
れば、λｓの絶対値が３×１０^-6よりも小さいものが得
られており、透磁率μeが１×１０⁴よりも大きいものが
得られており、特にＺｒをＴａまたはＷで置換した場合
は、１．５×１０⁴よりも大きい透磁率が得られてお
り、従って、軟磁気特性が優れていることが分かる。

【００３３】図１３は、厚さ２０μｍのＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｎ
ｂ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料、厚さ２０μｍのＣｏ₆₃Ｆ
ｅ₇Ｚｒ₆Ｔａ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｗ
₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料が使用される時の周波数
と、透磁率μとの関係を示したものである。図１３か
ら、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｎｂ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料、厚さ
２０μｍのＣｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₆Ｔａ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯
試料、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｗ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料に
おいては、低周波領域でも透磁率μの値が１０⁴以上と
大きく、しかも約１００ｋＨｚまで透磁率の値がほぼ一
定であり、１００ｋＨｚを超える高周波領域における透
磁率の低下が緩やかであり、従って、高周波における透
磁率の低下が抑制され、高周波特性が優れていることが
わかる。

【００３４】

【発明の効果】以上説明したように本発明のＣｏ基非晶
質軟磁性合金は、式Ｃｏ_100-x-y-z-wＴ_xＭ_yＬ_zＢ_w において、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種
であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗ
のうちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
０≦ｘ≦３０（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子％）、０
≦ｚ≦１０（原子％）、１５≦ｗ≦２２（原子％）とさ
れたものであるので、優れた軟磁気特性と成形性とを有
し、また高い熱的安定性を備え、比抵抗も高いことか
ら、磁性部材として有用な非晶質成形物を製造すること
ができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｃｏ_70-xＦｅ_xＺｒ₁₀Ｂ₂₀（ｘ＝０，７，１
４，２１）なる組成の薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す図で
ある。

【図２】Ｃｏ_72-xＦｅ_xＺｒ₈Ｂ₂₀（ｘ＝０，９，１
６，２０）なる組成の薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す図で
ある。

【図３】Ｃｏ_70-xＦｅ_xＺｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試
料と、Ｃｏ_72-xＦｅ_xＺｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料のＴ
ｘとＴｇとΔＴｘのＦｅ配合量依存性を示す図である。

【図４】Ｃｏ_70-xＦｅ_xＺｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試
料と、Ｃｏ_72-xＦｅ_xＺｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料にお
ける磁気特性のＦｅ配合量依存性を示す図である。

【図５】各組成の薄帯試料が使用される時の周波数と
複素透磁率の実数部μ’との関係を示す図である。

【図６】Ｃｏ₅₆Ｆｅ₁₆Ｚｒ₈Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料
が使用される時の周波数と、複素透磁率の実数部μ’な
らびに複素透磁率の虚数部μ''との関係を示す図であ
る。

【図７】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料
（Ｍ＝Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）のＸ線回折パターンを示
す図である。

【図８】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＮｂ_yＢ₂₀なる組成の薄
帯試料（ｙ＝０，２，４，６，８）のＤＳＣ曲線を示す
図である。

【図９】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＴａ_yＢ₂₀なる組成の薄
帯試料（ｙ＝０，２，４，６，８，１０）のＤＳＣ曲線
を示す図である。

【図１０】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＷ_yＢ₂₀なる組成の薄
帯試料（ｙ＝０，２，４，６，８，１０）のＤＳＣ曲線
を示す図である。

【図１１】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＭ_yＢ₂₀なる組成の薄
帯試料（Ｍ＝Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）のＴｘとＴｇとΔＴｘの
Ｍ（Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）配合量依存性について示す図であ
る。

【図１２】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ_10-yＭ_yＢ₂₀なる組成の薄
帯試料（Ｍ＝Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ）の磁気特性のＭ（Ｎｂ，
Ｔａ，Ｗ）配合量依存性を示す図である。

【図１３】Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｎｂ₁₀Ｂ₂₀なる組成の薄帯試
料、Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｚｒ₆Ｔａ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料、
Ｃｏ₆₃Ｆｅ₇Ｗ₆Ｚｒ₄Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料が使用さ
れる時の周波数と、透磁率μとの関係を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】下記の組成式Ｃｏ_100-x-y-z-wＴ_xＭ_yＬ_zＢ_w （式中、ＴはＦｅおよびＮｉのうちの１種または２種で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗの
うちの１種または２種以上であり、ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種または２種以上であり、
かつ０≦ｘ≦３０（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子
％）、０≦ｚ≦１０（原子％）、１５≦ｗ≦２２（原子
％）である）で表されることを特徴とするＣｏ基非晶質
軟磁性合金。
【請求項２】ｘが８≦ｘ≦３０（原子％）であり、か
つガラス転移点Ｔｇを有することを特徴とする請求項１
に記載のＣｏ基非晶質軟磁性合金。
【請求項３】前記ｘは１４≦ｘ≦２１（原子％）であ
り、前記のガラス転移点Ｔｇと結晶化開始温度Ｔｘとの
差ΔＴｘが２０Ｋ以上であることを特徴とする請求項１
又は２に記載のＣｏ基非晶質軟磁性合金。
【請求項４】前記Ｍが（Ｍ’_1-cＭ''_c）で表され、
Ｍ’はＺｒ、Ｈｆのうちの１種または２種、Ｍ''はＴ
ｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏのうちの１種または２種以上
であり、ｃは０．２≦ｃ≦１であり、ガラス転移点Ｔｇ
を有していることを特徴とする請求項１に記載のＣｏ基
非晶質軟磁性合金。
【請求項５】ｘが０≦ｘ≦８（原子％）であり、かつ
磁歪の絶対値が５×１０^-6より小さいことを特徴とする
請求項１に記載のＣｏ基非晶質軟磁性合金。
【請求項６】ｘが０≦ｘ≦３（原子％）であり、かつ
磁歪の絶対値が１×１０^-6より小さいことを特徴とする
請求項１に記載のＣｏ基非晶質軟磁性合金。