JPH1171647A - 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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- JPH1171647A JPH1171647A JP9235277A JP23527797A JPH1171647A JP H1171647 A JPH1171647 A JP H1171647A JP 9235277 A JP9235277 A JP 9235277A JP 23527797 A JP23527797 A JP 23527797A JP H1171647 A JPH1171647 A JP H1171647A
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- 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
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- 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】 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Ｆｅ基金属ガラス合金の提供。 【解決手段】 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、Ｆ
ｅを主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必
ず含み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上
を含み、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種以上を含んでなり、原子％におけ
るＳｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を
満たすことを特徴とするＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。
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Ｆｅ基金属ガラス合金の提供。 【解決手段】 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、Ｆ
ｅを主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必
ず含み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上
を含み、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種以上を含んでなり、原子％におけ
るＳｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を
満たすことを特徴とするＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。
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、
結晶化の前の広い温度領域で過冷却液体の状態を示し、
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-Ｂｅ-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。
結晶化の前の広い温度領域で過冷却液体の状態を示し、
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-Ｂｅ-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、上記の通りの広
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、上記の通りの広
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】本発明は上記の背景に鑑み、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、Ｆｅを
主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必ず含
み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上を含
み、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種以上を含んでなり、原子％におけるＳ
ｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満た
すことを特徴とするものである。上記周期律表ＩＩＩＢ
族及びＩＶＢ族の金属元素としては、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。本発明においては、上記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金が液体急冷法により得られた非晶質単相の薄帯であ
り、その薄帯の最大の厚さｔmaxが１５０μｍ以上のも
のを得ることができる。上記ΔＴxは５０Ｋ以上である
ことがより好ましい。
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、Ｆｅを
主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必ず含
み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上を含
み、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種以上を含んでなり、原子％におけるＳ
ｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満た
すことを特徴とするものである。上記周期律表ＩＩＩＢ
族及びＩＶＢ族の金属元素としては、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。本発明においては、上記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金が液体急冷法により得られた非晶質単相の薄帯であ
り、その薄帯の最大の厚さｔmaxが１５０μｍ以上のも
のを得ることができる。上記ΔＴxは５０Ｋ以上である
ことがより好ましい。
【０００７】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：１５％以下、Ｃ：７％以下、Ｂ：２〜１
０％、Ｓｉ：１５％以下、Ｆｅ：残部であることを特徴
とする。上記Ｓｉの添加量は、原子％で１．５〜３．５
％であることが好ましい。本発明のおいて、原子％にお
けるＳｉとＰの比率を０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦
０．２８とした場合には、液体急冷法により得られる非
晶質単相の薄帯の最大の厚さｔmaxが２００μｍ以上の
ものを得ることができる。本発明では、上記Ｆｅ基軟磁
性金属ガラス合金の組成に、原子％でＧｅが４％以下含
有されていてもよい。本発明では、上記Ｆｅ基軟磁性金
属ガラス合金の組成に、原子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜
７％含有されていてもよい。本発明では、上記Ｆｅ基軟
磁性金属ガラス合金の組成に、原子％で０〜１０％のＮ
ｉと０〜３０％のＣｏのうち少なくとも一方が含有され
ていてもよい。本発明では、上記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
れていてもよい。
合金の組成は原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０．
５〜４％、Ｐ：１５％以下、Ｃ：７％以下、Ｂ：２〜１
０％、Ｓｉ：１５％以下、Ｆｅ：残部であることを特徴
とする。上記Ｓｉの添加量は、原子％で１．５〜３．５
％であることが好ましい。本発明のおいて、原子％にお
けるＳｉとＰの比率を０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦
０．２８とした場合には、液体急冷法により得られる非
晶質単相の薄帯の最大の厚さｔmaxが２００μｍ以上の
ものを得ることができる。本発明では、上記Ｆｅ基軟磁
性金属ガラス合金の組成に、原子％でＧｅが４％以下含
有されていてもよい。本発明では、上記Ｆｅ基軟磁性金
属ガラス合金の組成に、原子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜
７％含有されていてもよい。本発明では、上記Ｆｅ基軟
磁性金属ガラス合金の組成に、原子％で０〜１０％のＮ
ｉと０〜３０％のＣｏのうち少なくとも一方が含有され
ていてもよい。本発明では、上記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
れていてもよい。
【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
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
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。このうち半金属元素としては、Ｐ（リン）とＳｉ
（ケイ素）が必ず用いられ、しかもＣ（炭素）、Ｂ（ほ
う素）、Ｇｅ（ゲルマニウム）のうちの少なくとも１種
以上が用いられる。このとき原子％におけるＳｉとＰの
比率は、０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たしてお
り、好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．３５
であり、より好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦
０．３である。他の金属とは、ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族
の金属元素のうちの少なくとも１種のものが好適に用い
られる。例えば、Ａｌ（アルミニウム）、Ｇａ（ガリウ
ム）、Ｉｎ（インジウム）及びＳｎ（スズ）のうちの少
なくとも１種以上のものが用いられる。
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。このうち半金属元素としては、Ｐ（リン）とＳｉ
（ケイ素）が必ず用いられ、しかもＣ（炭素）、Ｂ（ほ
う素）、Ｇｅ（ゲルマニウム）のうちの少なくとも１種
以上が用いられる。このとき原子％におけるＳｉとＰの
比率は、０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たしてお
り、好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．３５
であり、より好ましくは０．１＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦
０．３である。他の金属とは、ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族
の金属元素のうちの少なくとも１種のものが好適に用い
られる。例えば、Ａｌ（アルミニウム）、Ｇａ（ガリウ
ム）、Ｉｎ（インジウム）及びＳｎ（スズ）のうちの少
なくとも１種以上のものが用いられる。
【００１０】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：１５％以下、Ｃ：７％以下、Ｂ：２〜１０
％、Ｓｉ：１５％以下、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。このようにＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系の金属
ガラスにＳｉを添加し、しかもＳｉのＰに対する添加比
率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たすようにす
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（非晶質）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ΔＴxが消滅するので、１５
％以下が好ましい。上記Ｓｉの添加量は、原子％で１．
５〜３．５％であることが好ましい。上記Ｐの添加量
は、原子％で７〜９％が好ましく、より好ましくは５〜
８％である。上記Ｃの添加量は、原子％で２〜７％であ
ることがより好ましい。
の組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０．５〜
４％、Ｐ：１５％以下、Ｃ：７％以下、Ｂ：２〜１０
％、Ｓｉ：１５％以下、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。このようにＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系の金属
ガラスにＳｉを添加し、しかもＳｉのＰに対する添加比
率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満たすようにす
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（非晶質）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ΔＴxが消滅するので、１５
％以下が好ましい。上記Ｓｉの添加量は、原子％で１．
５〜３．５％であることが好ましい。上記Ｐの添加量
は、原子％で７〜９％が好ましく、より好ましくは５〜
８％である。上記Ｃの添加量は、原子％で２〜７％であ
ることがより好ましい。
【００１１】なお、上記の組成において、さらに、Ｇｅ
が原子％で４％以下含有されていてもよい。また、上記
の組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｎｉ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうちから選択される１種以上の
金属元素が原子％で０〜７％含有されていてもよい。ま
た、上記の組成において、更に、原子％で０〜１０％の
Ｎｉと０〜３０％のＣｏのうち少なくとも一方が含有さ
れていてもよい。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ΔＴ
xは、３５Ｋ以上、組成によっては５０Ｋ以上が得られ
る。
が原子％で４％以下含有されていてもよい。また、上記
の組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｎｉ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒのうちから選択される１種以上の
金属元素が原子％で０〜７％含有されていてもよい。ま
た、上記の組成において、更に、原子％で０〜１０％の
Ｎｉと０〜３０％のＣｏのうち少なくとも一方が含有さ
れていてもよい。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ΔＴ
xは、３５Ｋ以上、組成によっては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液体急冷法によって、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（薄帯）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１
０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。また、液体急冷法により製造
されたＦｅ基軟磁性金属ガラス合金は、非晶質単相の薄
帯であり、その薄帯の最大の厚さｔmaxが１５０μｍ以
上のものが得られる。特に、原子％におけるＳｉとＰの
比率を０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８とした
場合には、液体急冷法により得られる非晶質単相の薄帯
の最大の厚さｔmaxが２００μｍ以上のものを得ること
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液体急冷法によって、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（薄帯）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１
０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。また、液体急冷法により製造
されたＦｅ基軟磁性金属ガラス合金は、非晶質単相の薄
帯であり、その薄帯の最大の厚さｔmaxが１５０μｍ以
上のものが得られる。特に、原子％におけるＳｉとＰの
比率を０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８とした
場合には、液体急冷法により得られる非晶質単相の薄帯
の最大の厚さｔmaxが２００μｍ以上のものを得ること
ができる。
【００１３】これらの方法により得られた上記の組成の
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。熱処理に
より良好な磁性を示すのは、熱処理前のＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金において存在する内部応力が緩和されるた
めである。また、熱処理温度としては、３００〜５００
゜Ｃが好ましい。キュリー温度Ｔ c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℃以上であることが必要で
ある。また、４５０℃程度における熱処理では、熱処理
しない場合よりも特性が劣化する傾向にあり、さらに、
上記の組成系のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金の結晶化温
度（約５００℃）に近くなるし、結晶核の生成開始（構
造的短範囲秩序化）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磁気特性が劣化する。従って、熱処
理する場合の温度は３００〜５００℃、換言すると、３
００℃〜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。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、Ｆｅ2Ｂ、Ｆｅ3
Ｐ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。熱処理に
より良好な磁性を示すのは、熱処理前のＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金において存在する内部応力が緩和されるた
めである。また、熱処理温度としては、３００〜５００
゜Ｃが好ましい。キュリー温度Ｔ c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℃以上であることが必要で
ある。また、４５０℃程度における熱処理では、熱処理
しない場合よりも特性が劣化する傾向にあり、さらに、
上記の組成系のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金の結晶化温
度（約５００℃）に近くなるし、結晶核の生成開始（構
造的短範囲秩序化）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磁気特性が劣化する。従って、熱処
理する場合の温度は３００〜５００℃、換言すると、３
００℃〜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。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、Ｆｅ2Ｂ、Ｆｅ3
Ｐ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、Ｂ、Ｓｉ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
導加熱コイルで溶解し、原子組成比がＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2
Ｐ12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉx（ｘ＝１，２，３，４）の
インゴットを作製した。また、比較のためにＦｅ、Ａｌ
及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂを原料とし
て上記の方法と同様にして、原子組成比がＦｅ70Ａｌ5
Ｇａ2（Ｐ55Ｃ25Ｂ20）23（ｘ＝０）のインゴットを作
製した。そして、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
下でリボンを得た。ここでのリボン製造条件を、ノズル
スリット径０．４ミリ、ノズル先端とロール表面との距
離（ギャップ）０．３〜０．４５ｍｍ、ロール回転数２
０００〜２００ｒｐｍ、ロール表面は＃１０００〜＃１
５００で研磨、雰囲気圧力６６０トール（Ａｒ置換）、
射出圧力０．３２〜０．４２ｋｇｆ／ｃｍ2に設定して
製造したところ、ｔmax１３０〜２８０μｍの液体急冷
薄帯合金試料を得ることができた。表１に、得られた各
組成の液体急冷薄帯合金試料の特性について調べた結果
を示す。
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、Ｂ、Ｓｉ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
導加熱コイルで溶解し、原子組成比がＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2
Ｐ12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉx（ｘ＝１，２，３，４）の
インゴットを作製した。また、比較のためにＦｅ、Ａｌ
及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂを原料とし
て上記の方法と同様にして、原子組成比がＦｅ70Ａｌ5
Ｇａ2（Ｐ55Ｃ25Ｂ20）23（ｘ＝０）のインゴットを作
製した。そして、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
下でリボンを得た。ここでのリボン製造条件を、ノズル
スリット径０．４ミリ、ノズル先端とロール表面との距
離（ギャップ）０．３〜０．４５ｍｍ、ロール回転数２
０００〜２００ｒｐｍ、ロール表面は＃１０００〜＃１
５００で研磨、雰囲気圧力６６０トール（Ａｒ置換）、
射出圧力０．３２〜０．４２ｋｇｆ／ｃｍ2に設定して
製造したところ、ｔmax１３０〜２８０μｍの液体急冷
薄帯合金試料を得ることができた。表１に、得られた各
組成の液体急冷薄帯合金試料の特性について調べた結果
を示す。
【００１５】
【表１】
【００１６】上記表１に示す各組成の液体急冷薄帯合金
試料におけるＴg、Ｔxは、ＤＳＣ（０．６７Ｋ／ｓ）か
ら求めたものである。厚さｔ＝３０μｍのときの構造
は、ＸＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を示して
おり、amo.はアモルファス単相の構造を有することを示
す。飽和磁化（σs）は振動試料型磁化測定装置（８０
０ｋＡ／ｍ）、保持力（Ｈc）は直流Ｂ−Ｈループトレ
ーサー（±１．６ｋＡ／ｍ）、透磁率（μe）はインピ
ーダンスアナライザー（０．８Ａ／ｍ）、Ｔmは示差熱
分析（０．３３Ｋ／ｓ）、飽和磁歪（λs）は静電容量
法によりそれぞれ測定したものである。なお、ここでの
磁気特性は、熱処理後の薄帯合金試料のものであり、熱
処理条件は、昇温速度３Ｋ／秒、保持温度６２３Ｋ、保
持時間３０分であった。
試料におけるＴg、Ｔxは、ＤＳＣ（０．６７Ｋ／ｓ）か
ら求めたものである。厚さｔ＝３０μｍのときの構造
は、ＸＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を示して
おり、amo.はアモルファス単相の構造を有することを示
す。飽和磁化（σs）は振動試料型磁化測定装置（８０
０ｋＡ／ｍ）、保持力（Ｈc）は直流Ｂ−Ｈループトレ
ーサー（±１．６ｋＡ／ｍ）、透磁率（μe）はインピ
ーダンスアナライザー（０．８Ａ／ｍ）、Ｔmは示差熱
分析（０．３３Ｋ／ｓ）、飽和磁歪（λs）は静電容量
法によりそれぞれ測定したものである。なお、ここでの
磁気特性は、熱処理後の薄帯合金試料のものであり、熱
処理条件は、昇温速度３Ｋ／秒、保持温度６２３Ｋ、保
持時間３０分であった。
【００１７】図１は、板厚約３０μｍのＦｅ70Ａｌ5Ｇ
ａ2Ｐ12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉx（ｘ＝１，２，３，４）
なる組成の液体急冷薄帯合金試料と、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2
（Ｐ 55Ｃ25Ｂ20）23（ｘ＝０）なる組成の液体急冷薄帯
合金試料のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す。図
１から、Ｓｉの添加量が３ａｔ％（ｘ＝３）までは発熱
ピークが１本であり、結晶化は一段階で起っており、添
加量が４ａｔ％（ｘ＝４）になると発熱ピークは２本に
分裂し、結晶化は２段階で起こることがわかる。また、
いずれの組成の液体急冷薄帯合金試料においても、結晶
化温度以下にガラス転移点に相当する吸熱ピークが観測
され、広い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。なお、Ｘ＝４である
液体急冷薄帯合金試料を各発熱ピーク（８０３Ｋ、８７
３Ｋ）で熱処理を行った後、Ｘ線回折パターンを調べた
ところ、１番目のピーク（８０３Ｋ）はｂｃｃ−Ｆｅの
析出に相当し、２番目のピーク（８７３Ｋ）はＦｅ
3Ｂ、ＡｌＦｅ3Ｃ0.5等の析出に相当するものである考
えられる。
ａ2Ｐ12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉx（ｘ＝１，２，３，４）
なる組成の液体急冷薄帯合金試料と、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2
（Ｐ 55Ｃ25Ｂ20）23（ｘ＝０）なる組成の液体急冷薄帯
合金試料のＤＳＣ（示差走査熱量測定）曲線を示す。図
１から、Ｓｉの添加量が３ａｔ％（ｘ＝３）までは発熱
ピークが１本であり、結晶化は一段階で起っており、添
加量が４ａｔ％（ｘ＝４）になると発熱ピークは２本に
分裂し、結晶化は２段階で起こることがわかる。また、
いずれの組成の液体急冷薄帯合金試料においても、結晶
化温度以下にガラス転移点に相当する吸熱ピークが観測
され、広い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。なお、Ｘ＝４である
液体急冷薄帯合金試料を各発熱ピーク（８０３Ｋ、８７
３Ｋ）で熱処理を行った後、Ｘ線回折パターンを調べた
ところ、１番目のピーク（８０３Ｋ）はｂｃｃ−Ｆｅの
析出に相当し、２番目のピーク（８７３Ｋ）はＦｅ
3Ｂ、ＡｌＦｅ3Ｃ0.5等の析出に相当するものである考
えられる。
【００１８】図２は、各組成の液体急冷薄帯合金試料の
ＤＳＣ曲線から求めた結晶化開始温度（Ｔx）、ガラス
遷移温度（Ｔg）、過冷却温度領域（ΔＴx）、アモルフ
ァス単相が得られる最大厚さ（ｔmax）のＳｉ添加量依
存性について示したものである。図２に示す結果から、
ＴxはＳｉ＝３ａｔ％まではＳｉの添加量の増加に伴い
高温側にシフトしているが、Ｓｉ＝４ａｔ％では逆に低
温側にシフトしていることがわかる。これは、図１に示
したＤＳＣ曲線のようにＳｉ＝４ａｔ％では結晶化が二
段階で起こるようになり、ｂｃｃ−Ｆｅが析出し易くな
るためである。また、ＴgもＳｉ添加量の増加に伴い高
温側にシフトし、ｘ＝３〜４にかけてほぼ一定となって
いるが、高温側へのシフトの割合はＴxの場合と比べて
小さい。その結果、ΔＴxはＳｉ＝３ａｔ％（Ｘ＝３）
で極大値を示していることがわかるまた、アモルファス
単相の薄帯が得られるｔmaxは、ΔＴxが極大を示すＳｉ
＝３ａｔ％において極大値を示しており、そして、Ｓｉ
＝２〜３のときｔmax＝２００μｍ以上が得られている
ことが認められる。従って、Ｆｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ
−Ｂ系の合金にＳｉを添加することにより、ΔＴxが５
０から６０Ｋと大幅に広くなり、アモルファス（非晶
質）単相となる臨界板厚を増大させることができること
がわかる。
ＤＳＣ曲線から求めた結晶化開始温度（Ｔx）、ガラス
遷移温度（Ｔg）、過冷却温度領域（ΔＴx）、アモルフ
ァス単相が得られる最大厚さ（ｔmax）のＳｉ添加量依
存性について示したものである。図２に示す結果から、
ＴxはＳｉ＝３ａｔ％まではＳｉの添加量の増加に伴い
高温側にシフトしているが、Ｓｉ＝４ａｔ％では逆に低
温側にシフトしていることがわかる。これは、図１に示
したＤＳＣ曲線のようにＳｉ＝４ａｔ％では結晶化が二
段階で起こるようになり、ｂｃｃ−Ｆｅが析出し易くな
るためである。また、ＴgもＳｉ添加量の増加に伴い高
温側にシフトし、ｘ＝３〜４にかけてほぼ一定となって
いるが、高温側へのシフトの割合はＴxの場合と比べて
小さい。その結果、ΔＴxはＳｉ＝３ａｔ％（Ｘ＝３）
で極大値を示していることがわかるまた、アモルファス
単相の薄帯が得られるｔmaxは、ΔＴxが極大を示すＳｉ
＝３ａｔ％において極大値を示しており、そして、Ｓｉ
＝２〜３のときｔmax＝２００μｍ以上が得られている
ことが認められる。従って、Ｆｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ
−Ｂ系の合金にＳｉを添加することにより、ΔＴxが５
０から６０Ｋと大幅に広くなり、アモルファス（非晶
質）単相となる臨界板厚を増大させることができること
がわかる。
【００１９】図３は、各組成の液体急冷薄帯合金試料の
飽和磁化（σs）とキュリー点（Ｔc）のＳｉ添加量依存
性について示したものである。図３に示す結果からσs
はＳｉ＝１ａｔ％で極小を示し、その後、Ｓｉ添加量の
増加に伴い増大しており、Ｔc（図１に示したＤＳＣ曲
線から求めた。）もｘ＝１で極小を示し、その後、Ｓｉ
添加量の増加に伴い高温側にシフトしていることからσ
sの変化はＳｉ添加に伴うＴcの変化に起因しているもの
と考えられる。
飽和磁化（σs）とキュリー点（Ｔc）のＳｉ添加量依存
性について示したものである。図３に示す結果からσs
はＳｉ＝１ａｔ％で極小を示し、その後、Ｓｉ添加量の
増加に伴い増大しており、Ｔc（図１に示したＤＳＣ曲
線から求めた。）もｘ＝１で極小を示し、その後、Ｓｉ
添加量の増加に伴い高温側にシフトしていることからσ
sの変化はＳｉ添加に伴うＴcの変化に起因しているもの
と考えられる。
【００２０】図４は、板厚５０μｍにおける各組成の液
体急冷薄帯合金試料の透磁率（μe、at１ｋＨｚ）と飽
和磁歪（λs）のＳｉ添加量依存性について示したもの
である。 図４に示す結果からλsはＳｉ＝１ａｔ％で
極小となるが、μeはＳｉ＝３ａｔ％で極大となってい
ることから、この系の組成の合金の透磁率に影響を及ぼ
す要因として磁歪以外の要因が存在するものと考えら
れ、図４に示したμeの変化は図２に示したΔＴxおよび
ｔmaxの変化と対応しており、アモルファス形成能の大
きさが透磁率にも影響しているものと考えられる。
体急冷薄帯合金試料の透磁率（μe、at１ｋＨｚ）と飽
和磁歪（λs）のＳｉ添加量依存性について示したもの
である。 図４に示す結果からλsはＳｉ＝１ａｔ％で
極小となるが、μeはＳｉ＝３ａｔ％で極大となってい
ることから、この系の組成の合金の透磁率に影響を及ぼ
す要因として磁歪以外の要因が存在するものと考えら
れ、図４に示したμeの変化は図２に示したΔＴxおよび
ｔmaxの変化と対応しており、アモルファス形成能の大
きさが透磁率にも影響しているものと考えられる。
【００２１】「実施例２」次に、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ
12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ
2Ｐ11-xＣ6Ｂ4Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ
11-xＣ5Ｂ4Ｓｉxなる組成において、それぞれＳｉ添加
量を変化させて液体急冷薄帯合金試料を作製した。液体
急冷薄帯合金試料の作製は上記実施例１と同様にして行
った。そして、作製した各組成系の薄帯合金試料のΔＴ
xのＳｉ添加量依存性についてを調べた。その結果を図
５に示す。図５に示す結果から明らかなようにＦｅ70Ａ
ｌ5Ｇａ2Ｐ12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉxなる組成の薄帯合
金試料では、Ｓｉ＝３ａｔ％のときΔＴxが最大となっ
ており、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11-xＣ6Ｂ4Ｓｉxなる組成
の薄帯合金試料では、Ｓｉ＝２ａｔ％のときΔＴxが最
大となっており、従って、ΔＴxが最大となるＳｉ添加
量は、Ｓｉを添加するＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系
の合金の基本組成によって異なることがわかる。
12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ
2Ｐ11-xＣ6Ｂ4Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ
11-xＣ5Ｂ4Ｓｉxなる組成において、それぞれＳｉ添加
量を変化させて液体急冷薄帯合金試料を作製した。液体
急冷薄帯合金試料の作製は上記実施例１と同様にして行
った。そして、作製した各組成系の薄帯合金試料のΔＴ
xのＳｉ添加量依存性についてを調べた。その結果を図
５に示す。図５に示す結果から明らかなようにＦｅ70Ａ
ｌ5Ｇａ2Ｐ12.65-xＣ5.75Ｂ4.6Ｓｉxなる組成の薄帯合
金試料では、Ｓｉ＝３ａｔ％のときΔＴxが最大となっ
ており、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11-xＣ6Ｂ4Ｓｉxなる組成
の薄帯合金試料では、Ｓｉ＝２ａｔ％のときΔＴxが最
大となっており、従って、ΔＴxが最大となるＳｉ添加
量は、Ｓｉを添加するＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系
の合金の基本組成によって異なることがわかる。
【００２２】図６は、ΔＴxの値をＳｉ無添加の場合の
値で規格化し、Ｓｉ添加量をＰとの置換割合で規格化し
たときの、規格化ΔＴxのＳｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）依存性を
示すものである。図６に示す結果から明らかなように各
組成の薄帯合金試料のデータは、一つの曲線上にのって
おり、このことから、最適なＳｉ添加量はＰと一定の割
合で置換した場合であり、Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）=０．２
４付近であることがわかる。この割合は、Ｓｉ添加によ
り各構成原子の無秩序な充填密度が最も高められる組成
であると思われる。
値で規格化し、Ｓｉ添加量をＰとの置換割合で規格化し
たときの、規格化ΔＴxのＳｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）依存性を
示すものである。図６に示す結果から明らかなように各
組成の薄帯合金試料のデータは、一つの曲線上にのって
おり、このことから、最適なＳｉ添加量はＰと一定の割
合で置換した場合であり、Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）=０．２
４付近であることがわかる。この割合は、Ｓｉ添加によ
り各構成原子の無秩序な充填密度が最も高められる組成
であると思われる。
【００２３】「実施例３」Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ12.7-xＣ
5.75Ｂ4.6Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ 11-xＣ
6Ｂ4Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ11-x
Ｃ5Ｂ4Ｓｉxなる組成において、それぞれＳｉ添加量を
変化させて液体急冷薄帯合金試料を作製し、液体急冷薄
帯合金試料の作製は上記実施例１と同様にして行った。
そして、作製した各組成系の薄帯合金試料のアモルファ
ス単相の薄帯を形成できる最大厚さ（ｔmax）のＳｉ添
加量依存性についてを調べた。その結果を図７に示す。
図７に示した結果からＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ12.7-xＣ5.75
Ｂ4.6Ｓｉxなる組成の液体急冷薄帯合金試料において
は、Ｐに対してのＳｉの添加量が、０．８≦Ｓｉ／（Ｓ
ｉ＋Ｐ）≦０．３２のときｔmaxが１５０μｍ以上のも
のが得られており、特に、０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋
Ｐ）≦０．２８のときｔmaxが２００μｍ以上のものが
得られており、また、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11-xＣ6Ｂ4Ｓ
ｉxなる組成の液体急冷薄帯合金試料においては、０．
０９≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２５のとき、ｔmaxが
１５０μｍ以上のものが得られており、Ｆｅ77Ａｌ2.14
Ｇａ0.8 6Ｐ11-xＣ5Ｂ4Ｓｉxなる組成の液体急冷薄帯合
金試料は、０．１８≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２６の
ときｔmaxが１５０μｍ以上のものが得られていること
がわかる。
5.75Ｂ4.6Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ 11-xＣ
6Ｂ4Ｓｉxなる組成と、Ｆｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ11-x
Ｃ5Ｂ4Ｓｉxなる組成において、それぞれＳｉ添加量を
変化させて液体急冷薄帯合金試料を作製し、液体急冷薄
帯合金試料の作製は上記実施例１と同様にして行った。
そして、作製した各組成系の薄帯合金試料のアモルファ
ス単相の薄帯を形成できる最大厚さ（ｔmax）のＳｉ添
加量依存性についてを調べた。その結果を図７に示す。
図７に示した結果からＦｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ12.7-xＣ5.75
Ｂ4.6Ｓｉxなる組成の液体急冷薄帯合金試料において
は、Ｐに対してのＳｉの添加量が、０．８≦Ｓｉ／（Ｓ
ｉ＋Ｐ）≦０．３２のときｔmaxが１５０μｍ以上のも
のが得られており、特に、０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋
Ｐ）≦０．２８のときｔmaxが２００μｍ以上のものが
得られており、また、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11-xＣ6Ｂ4Ｓ
ｉxなる組成の液体急冷薄帯合金試料においては、０．
０９≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２５のとき、ｔmaxが
１５０μｍ以上のものが得られており、Ｆｅ77Ａｌ2.14
Ｇａ0.8 6Ｐ11-xＣ5Ｂ4Ｓｉxなる組成の液体急冷薄帯合
金試料は、０．１８≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２６の
ときｔmaxが１５０μｍ以上のものが得られていること
がわかる。
【００２４】「実施例４」Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ
-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉ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
を高周波誘導加熱コイルで溶解し、原子組成比がＦｅ77
Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ11-xＣ5Ｂ4Ｓｉx（ｘ＝２， ２．
６， ３）のインゴットを作製した。そして、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雰囲気下でリボンを得た。ここでの
リボン製造条件を、ノズルスリット径０．４〜０．７ｍ
ｍ、ノズル先端とロール表面との距離（ギャップ）０．
３〜０．４５ｍｍ、ロール回転数２０００〜３５０ｒｐ
ｍ、ロール表面は＃２０００〜＃６００で研磨、雰囲気
圧力６６０トール（Ａｒ置換）、射出圧力０．３２〜
０．４２ｋｇｆ／ｃｍ2に設定して製造したところ、ｔ
max１３０〜２２０μｍの液体急冷薄帯合金試料を得る
ことができた。得られた各組成の液体急冷薄帯合金試料
の特性について、ＸＲＤ（Ｘ線回折法）により構造解析
し、ＤＳＣ（０．６７Ｋ／ｓ）と示差熱分析（ＤＴＡ）
（０．３３Ｋ／ｓ）により熱分析を行った。また、磁気
特性については、厚さ２５〜３０μｍの薄帯合金試料
を、赤外線イメージ炉を用いて熱処理した後に測定し
た。ここでの熱処理条件は、昇温速度３Ｋ／秒、保持温
度６２３Ｋ、保持時間３０分とした。その結果を表２に
示す。
-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉ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
を高周波誘導加熱コイルで溶解し、原子組成比がＦｅ77
Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ11-xＣ5Ｂ4Ｓｉx（ｘ＝２， ２．
６， ３）のインゴットを作製した。そして、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雰囲気下でリボンを得た。ここでの
リボン製造条件を、ノズルスリット径０．４〜０．７ｍ
ｍ、ノズル先端とロール表面との距離（ギャップ）０．
３〜０．４５ｍｍ、ロール回転数２０００〜３５０ｒｐ
ｍ、ロール表面は＃２０００〜＃６００で研磨、雰囲気
圧力６６０トール（Ａｒ置換）、射出圧力０．３２〜
０．４２ｋｇｆ／ｃｍ2に設定して製造したところ、ｔ
max１３０〜２２０μｍの液体急冷薄帯合金試料を得る
ことができた。得られた各組成の液体急冷薄帯合金試料
の特性について、ＸＲＤ（Ｘ線回折法）により構造解析
し、ＤＳＣ（０．６７Ｋ／ｓ）と示差熱分析（ＤＴＡ）
（０．３３Ｋ／ｓ）により熱分析を行った。また、磁気
特性については、厚さ２５〜３０μｍの薄帯合金試料
を、赤外線イメージ炉を用いて熱処理した後に測定し
た。ここでの熱処理条件は、昇温速度３Ｋ／秒、保持温
度６２３Ｋ、保持時間３０分とした。その結果を表２に
示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】上記表２中の飽和磁化（σs）は振動試料
型磁化測定装置（±８００ｋＡ／ｍ）、保持力（Ｈc）
は直流Ｂ−Ｈループトレーサー（±１．６ｋＡ／ｍ）、
透磁率（μe）はインピーダンスアナライザー（０．８
Ａ／ｍ）、飽和磁歪（λs）は三端子静電容量法、コア
ロスはＢ−Ｈアナライザーを用い、周波数５０Ｈｚで
１．０Ｔの磁界をかけることによりそれぞれ測定したも
のである。表２に示す結果からＦｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86
Ｐ8.4Ｃ5Ｂ4Ｓｉ2.6なる組成の液体急冷薄帯合金試料
（Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）＝０．２４）は、高い飽和磁化を
維持したままｔmaxが２２０μｍと厚みが厚いものが得
られており、また、厚さ３０μｍにおいてμe（１ｋＨ
ｚ）が１２２００と良好な軟磁気特性を示していること
がわかる。また、Ｆｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ8.4Ｃ5Ｂ4
Ｓｉ2.6なる組成の液体急冷薄帯合金試料は、臨界厚さ
のとき（ｔmax＝２２０のとき）においてもμe（１ｋＨ
ｚ）が４４００の良好な軟磁気特性を示すことがわか
る。以上のことから、Ｆｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ8.4Ｃ5
Ｂ4Ｓｉ2.6なる組成の液体急冷薄帯合金は、１．５Ｔの
飽和磁束密度と２２０μｍの臨界厚さを同時に得ること
ができることがわかった。
型磁化測定装置（±８００ｋＡ／ｍ）、保持力（Ｈc）
は直流Ｂ−Ｈループトレーサー（±１．６ｋＡ／ｍ）、
透磁率（μe）はインピーダンスアナライザー（０．８
Ａ／ｍ）、飽和磁歪（λs）は三端子静電容量法、コア
ロスはＢ−Ｈアナライザーを用い、周波数５０Ｈｚで
１．０Ｔの磁界をかけることによりそれぞれ測定したも
のである。表２に示す結果からＦｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86
Ｐ8.4Ｃ5Ｂ4Ｓｉ2.6なる組成の液体急冷薄帯合金試料
（Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）＝０．２４）は、高い飽和磁化を
維持したままｔmaxが２２０μｍと厚みが厚いものが得
られており、また、厚さ３０μｍにおいてμe（１ｋＨ
ｚ）が１２２００と良好な軟磁気特性を示していること
がわかる。また、Ｆｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ8.4Ｃ5Ｂ4
Ｓｉ2.6なる組成の液体急冷薄帯合金試料は、臨界厚さ
のとき（ｔmax＝２２０のとき）においてもμe（１ｋＨ
ｚ）が４４００の良好な軟磁気特性を示すことがわか
る。以上のことから、Ｆｅ77Ａｌ2.14Ｇａ0.86Ｐ8.4Ｃ5
Ｂ4Ｓｉ2.6なる組成の液体急冷薄帯合金は、１．５Ｔの
飽和磁束密度と２２０μｍの臨界厚さを同時に得ること
ができることがわかった。
【００２７】
【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、Ｆｅを
主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必ず含
み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上を含
み、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種以上を含んでなり、原子％におけるＳ
ｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満た
すものであるので、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は、
上記周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素として
Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上
を含んでなるものものが好ましい。
冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上であり、Ｆｅを
主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必ず含
み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上を含
み、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種以上を含んでなり、原子％におけるＳ
ｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を満た
すものであるので、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は、
上記周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金属元素として
Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうちの少なくとも１種以上
を含んでなるものものが好ましい。
【００２８】また、本発明によれば、非晶質単相の薄帯
が得られるｔmaxが１５０μｍ以上の厚さのものが得ら
れ、特に原子％におけるＳｉとＰの比率が０．１１≦Ｓ
ｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８としたものにあってはｔ
maxが２００μｍ以上のものであって、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、上記軟磁気特性にお
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。
が得られるｔmaxが１５０μｍ以上の厚さのものが得ら
れ、特に原子％におけるＳｉとＰの比率が０．１１≦Ｓ
ｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８としたものにあってはｔ
maxが２００μｍ以上のものであって、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、上記軟磁気特性にお
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】 板厚約３０のリボン試料のＤＳＣ曲線を示す
図である。
図である。
【図２】 各組成の液体急冷薄帯合金試料のＤＳＣ曲線
から求めたＴxとＴgとΔＴxの値と、ｔmaxのＳｉ添加量
依存性を示す図である。
から求めたＴxとＴgとΔＴxの値と、ｔmaxのＳｉ添加量
依存性を示す図である。
【図３】 飽和磁化（σs）とキュリー点（Ｔc）のＳｉ
添加量依存性について示す図である。
添加量依存性について示す図である。
【図４】 板厚５０μｍの各組成の液体急冷薄帯合金試
料における透磁率（μe）と飽和磁歪（λs）のＳｉ添加
量依存性を示す図である。
料における透磁率（μe）と飽和磁歪（λs）のＳｉ添加
量依存性を示す図である。
【図５】 各組成系の液体急冷薄帯合金試料におけるΔ
ＴxのＳｉ添加量依存性を示す図である。
ＴxのＳｉ添加量依存性を示す図である。
【図６】 規格化ΔＴxのＳｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）依存性を
示す図である。
示す図である。
【図７】 各組成系の液体急冷薄帯合金試料におけるｔ
maxのＳｉ添加量依存性を示す図である。
maxのＳｉ添加量依存性を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 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 (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
Claims (11)
- 【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、Ｆ
ｅを主成分として含み、半金属元素としてＰとＳｉを必
ず含み、かつＣ、Ｂ、Ｇｅのうちの少なくとも１種以上
を含み、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種以上を含んでなり、原子％におけ
るＳｉとＰの比率が０＜Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．４を
満たすことを特徴とするＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項２】 前記周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の
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１に記載の
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項３】 液体急冷法により得られた非晶質単相の
薄帯であり、該薄帯が得られる最大の厚さｔmaxが１５
０μｍ以上のものであることを特徴とする請求項１また
は２に記載のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項４】 前記ΔＴxが５０Ｋ以上であることを特
徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金。 - 【請求項５】 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： １５％以下 Ｃ： ７％以下 Ｂ： ２ 〜１０％ Ｓｉ： １５％以下 Ｆｅ： 残部 であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載
のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金。 - 【請求項６】 前記Ｓｉの添加量が原子％で１．５〜
３．５％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】 前記原子％におけるＳｉとＰの比率が
０．１１≦Ｓｉ／（Ｓｉ＋Ｐ）≦０．２８であり、液体
急冷法により得られた非晶質単相の薄帯の最大の厚さｔ
maxが２００μｍ以上であ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８】 前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成
に、原子％でＧｅが４％以下含有されていることを特徴
とする請求項５又は６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Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣ
ｒのうち少なくとも１種以上が０〜７％含有されている
ことを特徴とする請求項５〜８のいずれかに記載の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０〜１０％のＮｉと０〜３０％のＣｏの
うち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５〜９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１〜１０のいずれかに記載のＦｅ
基軟磁性金属ガラス合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9235277A JPH1171647A (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9235277A JPH1171647A (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1171647A true JPH1171647A (ja) | 1999-03-16 |
Family
ID=16983724
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9235277A Withdrawn JPH1171647A (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1171647A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US8147622B2 (en) | 2006-12-15 | 2012-04-03 | Alps Green Devices Co. Ltd. | Fe-based amorphous magnetic alloy and magnetic sheet |
| US8277579B2 (en) | 2006-12-04 | 2012-10-02 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | Amorphous alloy composition |
| US8491731B2 (en) | 2008-08-22 | 2013-07-23 | Akihiro Makino | Alloy composition, Fe-based nano-crystalline alloy and forming method of the same and magnetic component |
| US10984932B2 (en) | 2006-02-02 | 2021-04-20 | Tokin Corporation | Amorphous soft magnetic alloy and inductance component using the same |
-
1997
- 1997-08-29 JP JP9235277A patent/JPH1171647A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US10984932B2 (en) | 2006-02-02 | 2021-04-20 | Tokin Corporation | Amorphous soft magnetic alloy and inductance component using the same |
| US8277579B2 (en) | 2006-12-04 | 2012-10-02 | Tohoku Techno Arch Co., Ltd. | Amorphous alloy composition |
| US8147622B2 (en) | 2006-12-15 | 2012-04-03 | Alps Green Devices Co. Ltd. | Fe-based amorphous magnetic alloy and magnetic sheet |
| 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 |
| US8287665B2 (en) | 2007-03-20 | 2012-10-16 | Nec Tokin Corporation | Soft magnetic alloy, magnetic part using soft magnetic alloy, and method of manufacturing same |
| DE112008002495T5 (de) | 2007-09-18 | 2010-10-21 | Nec Tokin Corp., Sendai | Weichmagnetische amorphe Legierung |
| US8491731B2 (en) | 2008-08-22 | 2013-07-23 | Akihiro Makino | Alloy composition, Fe-based nano-crystalline alloy and forming method of the same and magnetic component |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060207 |
|
| A761 | Written withdrawal of application |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A761 Effective date: 20060309 |