JPS5842759A - 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 - Google Patents

Abstract

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

Description

【発明の詳細な説明】 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（ａ’ｃ　ｃｏｒｅ　１ｏｓｓ　）、低い励
磁電力および高い熱安定性をもつ金属ガラスに関する。

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。ガラス様合金の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。

金属ガラス（無定形合金）は米国特許第３．８５６，５
１３号（１９７４年１２月２４日にＨｏＳ、チタンらに
付与）明細書に示されている。これらの合金には、式Ｍ
ａＹｂＺｃをもつ組成物が含まれる。式中Ｍは鉄、ニッ
ケル、コバルト、／ｅ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”は約６０〜９０原子係の範囲にあり、ｂ＃は約１
０〜６０原子係の範囲にあり、ａｔｃ”は約０．１〜１
５原子係の範囲にある。また式ＴｉＸｊをもつ金属ガラ
ス線も示されている。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、“１”は約７０
〜８７原子係の範囲にあり、′Ｊ”は約１３〜３０原子
係の範囲にある。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
好都合に製造きれる。

金属ガラスは米国特許第４，０６７．７３２号（１９７
８年１月１０日付与）明細書にも示されている。これら
のガラス様合金には式Ｍ　ａＭ′ｂＣｒ　ｃＭ亀Ｂ、を
もつ組成物か含まれる。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　”は約４０〜８５原子％、ｔ
ｏ　ｂｓは０〜約４５原子係、ｔｏ　ｃｔ＋および′ｄ
”は双方とも０〜約２０原子係、′ｅ″は約１５〜２５
原子係の範囲にあり、ただし”ｂ”、′Ｃ”および′ｄ
”は同時に０ではない。このようなガラス様合金は改良
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。

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ト９、
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。

本発明によれば、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°ラスが提供される。これらの金属ガ
ラスは本質的に鉄約６６〜８２原子％（この金属の１〜
約８原子係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種の元素約１〜約６原子係、ホウ素
約１７〜２８原子係（このホウ素の０．５〜約６原子係
はケイ素により置換されていてもよく、ホウ素の約２原
子係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。本発明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。

本発明の金属ガラスは、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
い熱安定性の組合わせにより特色づけられる。本発明の
ガラス様合金は、本質的に鉄約６６〜８２原子％（この
金属の１〜約８原子係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、ジルコニウムおヨヒハフニウムよりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素約１〜６原子％
、ホウ素約１７〜２８原子係（このメタロイドの０．５
〜約６原子係はケイ素により置換されていてもよく、こ
のメタロイドの２原子係までは炭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。ＯｒｌＭ
ｏ、　Ｗ、’Ｖ、　Ｎｂ１Ｔａ、　Ｔｉ、Ｚｒ　および
／またはＨｆの濃度が約１原子係よりも低いと、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種の濃度が約６原子係よりも大きいと、キュリ一温度
が許容できないほど低くなる。

鉄は室温で高い飽和磁化をもたら子。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／またはノ）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原子係までがニ
ッケルおよび／またはコバルトである。ニッケルを添加
すると透磁率が高まる。

本発明の金属ガラスの例には下記のものが含まれる。

Ｆｅ　ｓ　ｏＮｌ　１　ＭＯＩＢ　１６Ｓ２　＋　Ｆｅ
７６Ｎｌ　ａＭ’０２Ｂ　１７　ｓＳ　ｌ　ｏ　ｓ　＋
Ｆ　ｅ　７５Ｎ１２Ｃ０２ＭＯ３Ｂ　１６８１２１　Ｆ
：ｅ−ｔ　ｓｃｏ　、４Ｍｏ　３１３．６Ｅ３１２１Ｆ
　ｅ　７　ｓＮｉ　４ＭＯ３Ｂ　１６８１２１　Ｆｅ　
７７Ｎ１２ＭＯ３Ｂ　１ａ８１２１Ｆ　８７５Ｎ１４Ｍ
Ｏ３Ｂ　１４８１４１　Ｆｅ　７１Ｎ１４ＭＯ３Ｂ１７
Ｓｌ　ｓ　＋Ｆｅ７４Ｎ１４Ｍ０４Ｂ１ｓＳ１２　＋　
Ｆｅ７　ｏＮｌ　６Ｍ０６Ｂ、ｓＳｌ　３＋Ｆ　ｅ　ｙ
　ｓＮ　ｌ　４Ｖ　３Ｂ　１４Ｓ　１２０２　＋　Ｆ　
ｅ　７１Ｎ１４ＭＯ３Ｂ　１６３１４　Ｃ２。

Ｆ　ｅ　７　ｓＮ　１２Ｍ０２Ｂ１２８１４ＣＪ２１　
Ｆ　ｅ　７　ｓＮ　１　。Ｏｒ　２　Ｂ　１６３１２１
Ｆ　８７５Ｎ１４Ｎｂ３Ｂ　１６ｓ　１２１　Ｆｅ　７
５Ｎ１４Ｗ３Ｂ　１６８１２１Ｆｅ！７ｓＮ１４Ｖ３Ｂ
１６Ｓ１２＋　　Ｆｅ７．ｇＮ１４ＴａｌＢｔｓＳ１２
゜Ｆ’ｅ７５Ｎ１４Ｔ１３Ｂ１６Ｓ１２　＋　Ｆｅ７５
Ｎｉ４Ｚｒ３Ｂ１６Ｓ１２　＋Ｆｅ　７９Ｎｌ　４Ｈｆ
　ＩＢ　１６ｓ１２　＋　Ｆｅ　７’２Ｎｉ２ＭＯ２Ｂ
２２８１２　。

Ｆｅ７ｏＮ１ｚＭＯｚＢｚ□Ｓ１４．　　およびＦｅ７
ｏＮｌｚＭＯｚＥｌｚ４Ｓ１ｚ　　　（下方に書かれた
数値は原子幅である）。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。

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
時にガラス様合金のキュリ一温度が低下する。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、
すなわちキュリ一温度付近での熱アニーリングが容易に
なる。

周知のように磁性材料をそのキュリ一温度付近でアニー
リングすると一般に改善された特性が得られる。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
キュリ一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、本発明の合金に類
似するがこれらの元素を含有しない多くの合金について
は行なうことができない。他方、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
にまでキュリ丁温度が低下する。ホウ素およびケイ素が
それぞれ主メタロイト９成分および副メタロイト９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、貝ナジウム、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約
２〜４原子係である。

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。。メタロイド含量は約１７〜２８原子係の範
囲にあることが最大の熱安定性を得るために好ましい。

好ましい金属ガラス系は下記のものである。

１、　　Ｆｅ　Ｍ　Ｍｏ　Ｂ−８１：Ｆｅ、００　ａ−
ｂ−ｃ−ｄ’ａＭｏｂＢｃＳ１ｄ。

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）が約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約２〜８、約
１〜４、約１４〜１７．５および約０．５〜４である。

（ｃ＋ｄ）が約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約２〜８、約１〜６、約１５〜
２０．５および約０．５〜６である。（ｃ十ｄ）が２５
に近い場合、ａ、　ｂ、　ｃおよびｄの好ましい範囲は
それぞれ約２〜８、約１〜６、約２１〜２５および約１
〜６である。これらの金属ガラスは飽和誘導（Ｂ）１．
０〜１，４テスう（Ｔｅ５ｌａ）、飽和磁気歪（λ８）
１２〜２４　ｐｐｍ　。

キュリ一温度（θｆ）約４７５〜７０５におよび第１結
晶化温度７５０〜８８０Ｋを合わせもつ。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Ｆ　ｅ　７５　Ｎ　１　、ｉＭＯ
３Ｂ　１６　Ｓ　１２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（Ｐｏ）はそれぞれ６
．５　ＷＡｆ！および１６，４Ｖ　Ａ／ｋｇである。こ
れらの数値を、Ｆｅ７．Ｂ□６Ｓ１５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　＝　７　Ｗ／ｋｇおよびＰｅ＝２０ＶＡＡｇ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Ｆｅ７．Ｎ１３Ｍｏ４Ｂ　　Ｓｉ　　およ
びＦ　ｅ　７９　Ｂ　１６Ｓ　１５につきそれぞれ６　
　２ 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（λ　）＝３０ｐｐｍに比
して本発明合金の飽和磁気歪は約２０ｐｐｍとより小さ
いため、本発明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　”’５０　ｋＨ
ｚ　　を越えると、本発明の合金はほぼ０，８テスラの
Ｂ８をもつ結晶性類ノξ−マロイに関する透磁率に匹敵
するかまたはこれより　゛も高い透磁率をもつ。本発明
の合金に関するＢｓの値はより高いため、これらの合金
はｆ＝５３ｋＨｚの磁場を加えることにつき超パーマロ
イよりも適切となる。

Ｆ　ｅ　−Ｍ−Ｍ’　−Ｂ　Ｓ　ｌ：　Ｆ　ｅ　１６ｏ
−ａ−Ｂ−ｃ−ｄ’ａ”ｂＢｏｓ　１ｄ。

式中Ｍはニッケルおよび／またはコパル°トであり、Ｍ
／はＯｒ、　Ｗ、　Ｖ、　Ｎｂ％’ｒａ、　Ｔｉ、Ｚｒ
またはＨｆから選ばれる。（ｃ＋ｄ）が約１８である場
合、ａ、　ｂ、　ｃ　およびｄの好ましい範囲はそれぞ
れ約２〜８、約１〜４、約１４〜１７．５および約０．
５〜４である。（ｃ＋ｄ）が約２２である場合、ａｌｂ
、ｃおよびｄの好ましい範囲はそれぞれ約２〜８、約１
〜６、約１６〜２１．５および約０．５〜６である。（
ｃ＋ｄ）が２５に近い場合、ａＳｂ、ｃおよびｄの好ま
しい範囲はそれぞれ約２〜８、約１〜６、約２１〜２５
および約１〜６である。

Ｆ　ｅ　−Ｍ−Ｍ’−Ｂ−８１−Ｃ：Ｆｅ１ｏｏ−ａ−
５−ｏ−ｄ−８ＭａＶ、Ｂ。５１ｄＣ８゜式中Ｍはニッ
ケルおよび／またはコバルトであり、Ｍ′はＣｒ、Ｍｏ
、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、ＺｒまたはＨｆよりなる
群から選ばれる。（ｃ＋ｄ）が約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約
２〜８、約１〜４、約１２〜１Ｚ５、約０．５〜４およ
び０〜２である。（Ｃ＋ｄ）が約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約
２〜８、約１〜６、約１４〜２１．５、約０．５〜６お
よび約０〜２である。（ｃ十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約
２〜８、約１〜６、約２０〜２７、約１〜６および約０
〜２である。

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
レコーダーヘット９など特定の用途にいっそう有用にな
る。本発明のガラス様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４−７９ノξ
−マロイのものに類似しており、より高周波数領域（約
５０　ｋＨｚ〜１ＭＨｚ）では透磁率は超パーマロイの
ものに匹敵する。特に注目すべき点は１ｋＨ２および誘
導水準０．０１テスラにおいては、熱処理されたＦｅ７
ｓＮ１４ＭＯａＢｘ　６ｓ１２金属ガラスは２４，００
０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Ｆ　ｅ！　４０　Ｎ　１３６　ＭＯ４Ｂ　
２　ｏ　　金属ガラスは１４．０００の透磁率をもつ。

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
ーダーヘット９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ＷＢ、ＶＢおよびＶＩＢ
族に属するいずれかの元素（たとえばモリブデン）が存
在しない金属ガラスと同様に約３０　ｐｐｍの飽和磁気
歪を示す。

たとえば高周波用に考案され、Ｆ　ｅ　７　ｇ　Ｂ　１
６　Ｓ　ｌ　ｓの組成をもつ先行技術の鉄に富む金属ガ
ラスは、約５０　ｐｐｍの飽和磁気歪をもつ。これに対
し、Ｆ　ｅ　７ｓ　Ｎ　１４Ｍ　Ｏ３Ｂ　、６Ｓ　１２
　の組成をもつ本発明の金属ガラスは約２０　ｐｐｍ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。

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ルーズの面積によ
り測定され、高周波数（約１ｋＨｚ〜１ＭＨｚ）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。コア損が小さいほどある物質はテープレコーダー
ヘット９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１ｋＨ２の周波数領域において一般に約０．０５
〜０．１ワツ）　／に９０交流コア損を示す。たとえば
Ｆｅ　４　ＯＮ　１３６Ｍ　Ｏ４Ｂ　２０　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０．０
７　ＷＡ９の交流コア損を示し、一方Ｆ　９７６ＭＯ４
Ｂ　２　ｏの組成をもつ金属ガラスハ、０．１テスラの
誘電および同一周波数において０．０８　ＷＡ９の交流
コア損を示す。これに対しＦ６７ｓＮ１４ＭＯ３Ｂ　１
６Ｓ１□の組成をもつ本発明の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、０２
　Ｗ、＃の交流コア損を示す。

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（Ｐ８）は、Ｌ＝Ｐ８ｃｏｓδ（式
中δは励磁場とその結果中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、本発明の金属ガラス
の磁気歪の値約２０　ｐｐｍに比して、はぼ３０　ｐｐ
ｍ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Ｆｅ７９Ｂ１６Ｓ１５はほぼ７
０°のδをもつのに対し、本発明の金属ガラスはほぼ５
０６のδをもつ。その結果、一定のコア損については、
本発明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。

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ュリ
一温度と関連して、キュリ一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
ガラス様合金は約６６０〜７５０にの結晶化温度を示す
。たとえばＦ　ｅ１７５Ｍ０ｊ　２　Ｂ　２０の組成を
もつ金属ガラスは６８０にの結晶化温度をもち、一方Ｆ
ｅ７４Ｍ０６Ｂ２ｏの組成をもつ金属ガラスは７５０に
の結晶化温度をもつ。これに対し本発明の金属ガラスは
７５０Ｋを越える水準にまで結晶化温度の上昇を示す。

本発明の金属ガラスの磁性は、アニーリング温度（Ｔａ
）の選択、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）および処
理後の冷却速度により特色づけられる熱処理によって改
善されている。本発明の合金について、最適の特性は、
ガラス様マトリックスから一定数の結晶粒子を制御され
た状態で沈殿させるアニーリングののちに得られる。こ
れらの条件下では、約１７〜２０原子係の範囲のホウ素
含量をもつ組成物ピ関して離散粒子は体心立方構造をも
つ。これらの粒子は本質的に鉄よりなり、鉄の２２原子
係まではニッケル、コバルト、クロム、モリ／／７’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合わせられてい
る。約２１〜２５原子係の範囲のホウ素含量および約６
９〜７８原子係の範囲の鉄含量をもつ組成物に関しては
、離散粒子は本質的には粒子の混合物よりなり、この混
合物の主要な部分はＦ　ｅ　３　Ｂ構造の結晶をもつ粒
子を含有する。このような部分の粒子は鉄およびホウ素
よりなり、鉄の１４原子係まではニッケル、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種により置換されるよう合わせられ
ており、ホウ素の２原子係までは炭素により置換される
よう合わせられている。この種の粒子が少数である場合
平均磁壁間隔が一定の程度減少し、同時にコア損が減少
する。粒子の数が多すぎると保磁力が増大し、従ってヒ
ステリシス損失が増大する。

Ｆ　ｅ　７　ｓ　Ｎ　１４　ＭＯ３Ｂ　ｓ　ｓ　Ｓ　１
２の組成をもつ本発明の金属ガラスは最適条件下でアニ
ーリングされた場合、わずか２Ａ／ｍ　の保磁力と共に
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先行技術による金属ガラ
スＦ　ｅ　７９　Ｂ　ｔ　６Ｓ　ｌ　ｓは約８Ａ／ｍ　
の保磁力をもつ。最適条件下で熱処理され、た本発明材
料の結晶粒子寸法は１００〜３００　ｎｍの範囲にあり
、それらの体積分率は１係以下である。粒子間間隙は約
１〜１０μｍである。

要約すると、本発明の金属ガラスは高い透磁率、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。

本発明の金属ガラスは所期の組成のメルトを金属ガラス
技術の分野で周知の急冷法により少な（とも約１０５Ｃ
／秒の速度で冷却することによって、（たとえば米国特
許第５．８５６，５１３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ガラス状であり（す
なわち少なくとも９゜係はガラス状であり）、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。

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ユールを溶融し、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−３ｉ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
面速度的３０００〜６０００ｆｔ１５＋）上にアルゴン
の過圧により噴出させることによって、Ｆｅ１ｏｏ−ａ
−５−ｏ褐Ｎ１ａＭｏｂＢｏＳ１ｄにより表わされる組
成をもち、幅約１〜２．５　ｃｍおよび厚さ約２５〜５
０μｍの寸法をもつリボンを製造した。

モリブデン含量を１原子係から６原子係まで変化させ、
実質的にガラス状のリボンを得た。６原子係よりも高い
モリブデン含量の場合、キュリ一温度が許容できないほ
ど低い値にまで低下した。

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。

キュリ一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、キュ
リ一温度、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■にまとめる。

アニーリング後のこれらガラス様合金の磁性を表■に示
す。金属ガラスＦｅ７５Ｎ１４Ｍ０３Ｂ１６Ｓ１□の最
適アニーリング条件および得られた結果を表■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１ｖに列記する。

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、最適条件下で熱処理
された本発明の金属ガラスＦｅ７５Ｎ１４Ｍ０３Ｂ１６
Ｓ１□が２．５Ａ／ｍ程度の低い保磁力をもち、さらに
５’ＱｋＨｚ　　および誘導水準０．１テスラにおいて
６．５　Ｗ／ｋｇ　という低いコア損および１２５００
の透磁率をもっという点である。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
びテープヘット９に用いるために適したものとなる。

表　　　■ Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｂ−８ｉ合金の基本的磁性の例。

ＢＳおよびλ８はそれぞれ室温飽和誘導および飽和磁気
歪である。θ、およびＴ。□はそれぞれ強磁性キュリ一
温度および第１結晶化温度である。

表　　　■ 磁場を加えずに温度Ｔａで約１５分間アニーリングし、
次いで約−ＩＣ／分の速で冷却したＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−
Ｂ−８ｉ合金に関するｆ＝５０ｋＨｚおよび最大誘導水
準Ｂｍ−０，１テスラにおける女）コア損（Ｌ）、励磁
電力（Ｐｏ’）および透磁率（μ）の例。

アステリスクをつげた数値はＢｍ＝０．０１テスラに関
するものである。

表　　　■ 厚さ３２／ｊｍのＦｅ７５Ｎ１４ＭＯ３Ｂｔ　６８１２
　　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Ｂ−＝６．１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
磁条　　件 ３８０Ｃ１２０分　１１．８　　８　２００．　２．３
５４００１５０６．５１２５００２．５ ４２０９０１１．２８２００４．５ 表　　　■ 最適条件下でアニーリングされた厚さ３２μｍのＦ　８
７５　Ｎ　１４　ＭＯ３Ｂ　ｔ　ｅ　８１２合金リボン
に関する誘導水準Ｂ＝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μ（Ｂｍ＝０．０１Ｔ）　　２４０００２３０００１
８５００１１５００８００ＯＬ（Ｂｍ＝０．ＩＴ）　　
０．０２　０．２４　０．８３　６．５　　２０（Ｗ、
Ａｇ） 実施例２　：　Ｆｅ−Ｎｉ　−Ｍ−Ｂ−３ｉ系実施例１
と同様にしてＦｅＦｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ”　−Ｂ
−８１（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）・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、幅約１αおよび厚さ約２５〜５０μｍの
寸法をもつリボンを製造した。

金属゛Ｍ′”の含量を１原子係から６原子係まで変化さ
せ、実質的にガラス状のリボンを得た。

ＲＩＭ／＃含量がこれよりも高いとキュリ一温度が許容
できないほど低い値にまで低下した。

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。

低磁場におけるこれらの金属ガラスの磁性は、モリブデ
ンを含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）。

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。

表　　　■ Ｆｅ１００”ａ−ｂ−ｃ−ｄＭａ”ｂＢｃＳｌｄ　（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、Ｖｉ’はＯｒｌＭｏ、　ＷＳＶ、　Ｎｂ、　’ｒ
ａ、　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）、キュリ一温度
（θ、）、飽和磁気歪（λＢ）および第１結晶化温度（
Ｔｏ）表　　　Ｖｌ ”ｅｌｏｏ−ａ−ｂ−ｃ−ｄＭａ”ｂＢｃＳｌｄ　（式
中ＭはＮ１および／またはＧｏであり、Ｍ′はＯｒ　、
　Ｍｏ　１、Ｗ。

■、Ｎｂ、Ｔａ１Ｔｉ、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（Ｐｏ）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。

表　　　■ Ｆｅ】ｏｏ−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＮ１ａＭｂＢｃＳ’ｄ
Ｃｅ　（式中Ｍ′はＣｒ、　’Ｍｏ、　Ｗ、　Ｖ、　Ｎ
ｂ、　Ｔａ、　Ｔｉ　またはＺｒである）の組成をもろ
金属ガラスの飽和誘導（Ｂｓ）、キュリ一温度（θｆ）
、飽和磁気歪（λ８）および第１結晶化温度（Ｔｏよ） 実施例３　：　Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍ−Ｂ−８ｉ−Ｃ系実施例
１と同様にしてＦｅ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅＮ１ａ
Ｍ／ｂＢｏＳ１ｄＣｅ（式中ＭはＯｒ、　Ｍｏ１Ｗ、　
Ｖ、Ｎｂ。

Ｔａ、ＴｉまたはＺｒである）で表わされる組成をもち
、幅約１ｃＩｒＬおよび厚さ約２５〜５０μｍの寸法を
もつリボンを製造した。金属ｔ１Ｍ／＄１含量を１原子
％から６原子係まで変化させた。実質的にガラス状のリ
ボンが得られる炭素含量は２原子係までであった。金属
″′Ｍ″の含量が約６原子係よりも大きいと、キュリ一
温度が許容できないほど低い値にまで低下した。

磁気的および熱的データを後記の表■にまとめる。これ
らの金属のアニーリング後の磁性を表情に示す。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。

表　　　彊 Ｆ８＋　０Ｏ−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ”ａ”　ｂＢｃＳｉ
ｄＣｅ（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（Ｐ８
）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。

以上に本発明をきわめて詳細に記載したが、この詳論に
厳密に固執する必要はなく、当業者には各種の変更およ
び修正をなしうろことは明らかであり、これらはすべて
特許請求の範囲に定められた本発明の範囲内に含まれる
。

特許出願人　　アライド・コーポレーション（外２名）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１１本質的に鉄６６〜８２原子％（この鉄の１〜８原
   子係はニッケル、コバルトおよびそれらの混合物よりな
   る群から選ばれる少なくとも１種の元素により置換され
   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原子係、ホウ素１７〜２８原子％（この
   ホウ素の０．５〜６原子係はケイ素により置換されてい
   てもよく、ホウ素の２原子係までは炭素により置換され
   ていてもよい）ならびに付随する不純物よりなり、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実質的に完
   全にガラス状の金属ガラス。 （２）金属が本質的に鉄６２〜７９原子係、ニッケル、
   コバルトおよびそれらの混合物よりなる群から選ばれる
   少なくとも１種の元素２〜８原子係、゛ならびにクロム
   、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２〜４原子係よ
   りなる、特許請求の範囲第１項記載の金属ガラス。 （３）ケイ素および炭素によるホウ素の置換によって金
   属ガラスが実質量のホウ素、０．５〜４原子係゛のケイ
   素、およびホウ素プラスケイ素よりなる群から選ばれる
   メタロイビ元素ならびに０〜２原子係の炭素を特徴する
   特許請求の範囲第１項記載の金属ガラス。 （４）　　メタロイビ元素が１７〜２６原子係の範囲に
   ある、特許請求の範囲第６項記載の金属ガラス。 （５）本質的に鉄７０〜７９原子係、ニッケル、コノζ
   ルトおよびそれらの混合物よりなる群から選ばれる少な
   くとも１種の元素約２〜４原子係、モリプデンおよびク
   ロムよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素２〜
   ４原子％、ならびにホウ素、ケイ素およびそれらの混合
   物よりなる群から選ばれる元素１７〜２２原子係よりな
   る、特許請求の範囲第１項記載の金属ガラス。 （６）合金にその成分の離散粒子が存在することを特徴
   とし、それらの粒子が約０．１〜０．３μの範囲の平均
   粒径および約１〜１０μｍの平均粒子間隔をもつ、少な
   くとも８５％非晶質の特許請求の範囲第１項記載の合金
   。 （力　離散粒子が平均体積分率０．００５〜０．０１を
   占める、特許請求の範囲第６項記載の合金。 （８）非晶質金属マトリックス内に離散粒子を沈積させ
   るのに十分な温度および時間で合金をアニーリングする
   工程を含む、特許請求の範囲第１項記載の合金の磁性を
   高める方法。 （９）離散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シ原子係までが
   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種により置換され得るように調製された、特許請求の
   範囲第８項記載の方法。 ０〔離散粒子が本質的に粒子混合物よりなり、この混合
   物の一部が結晶質Ｆ　ｅ　３Ｂ構造をもつ粒子を含み、
   この部分のこれらの粒子が鉄およびホウ素よりなり、こ
   の鉄の１４原子係までがニッケル、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種により置換され得ると共に、上記ホウ素の
   ２原子係までが炭素により置換され得るように調製され
   た特許請求の範囲第８項記載の方法。