JPS6119701B2

JPS6119701B2 -

Info

Publication number: JPS6119701B2
Application number: JP54108078A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; Shigehiro Oonuma; Kiwamu Shirakawa; Kyoyuki Esashi; Masateru Nose
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1979-08-27
Filing date: 1979-08-27
Publication date: 1986-05-19
Also published as: JPS5633453A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は磁束密度が高く、磁歪の小さな鉄基非
晶質合金に関し、特に鉄損が小さい高透磁率非晶
質合金に関するものである。一般に透磁率が非常に大きい点を強調して磁心
材料として使用される合金は高透磁率合金と呼ば
れ、透磁率が大きくヒステリシス損失や保磁力の
小さい特性が望まれる。また、磁心材料としては一般に交流磁場で用い
られるので渦流損失が小さいことが必要であり、
このためには電気抵抗が大きく板厚が薄いほど良
いことになる。従来結晶構造を有する通常の金属、合金におい
て、磁束密度が8000G以上を有する高透磁率金属
材料としては高純度Fe、Fe−Si合金、Fe−Ni−
Mo合金などがありそれぞれの特性に応じて種々
の分野で使用されているが、これらの金属材料は
製造上ならびに使用上それぞれ下記のような欠点
がある。高純度鉄は主として継電器に使用されている
が、飽和磁束密度Ｂ_sと残留磁束密度Ｂ_rの角形比
Br／Bsは約50％強であり、大電流の整流、高増
幅度を要する材料としては適当でない。 Fe−Si合金は変圧器、モータの鉄心として多
量に使用されているが、製造工程が複雑で、これ
を製造するのに要する燃料と電力の費用も多大で
原材料費の割合には高価な合金となつている。またFe−Si合金を磁心として使用した場合に
問題となるのは熱として消費される損失が大きい
ことであり、全電力量の約0.4％が損失として消
費されてしまうので、僅かな改良でも電力の節約
におよぼす影響は極めて大きい。 Fe−Ni合金、Fe−Ni−Mo合金等はパーマロイ
と総称され、主として磁気増幅器、リアクトル、
パルストランス等の材料として使用されているが
ニツケルを45〜85％含み、原材料費が非常に高価
となるばかりでなく、Fe−Ni−Mo合金（79％
Ni、５％Mo、残部Feよりなる合金）は保磁力
0.006Oe、最大透磁率500000〜600000と優秀な軟
磁気特性を有するが、飽和磁束密度が8000G以下
と小さく大電流増幅には向かない。またニツケルを45％含むFe−Ni合金はJIS−PB
級パーマロイと呼ばれ15000G程度の飽和磁束密
度を有するが保磁力は約0.1Oe、角形比約50％、
最大透磁率は25000〜60000程度と高価な割には磁
気特性は劣る。一方、既にFe−Ｐ−Ｃ系、Fe−Ni−Ｐ−Ｂ
系、Fe−Ｂ系、Fe−Si−Ｂ系等の非晶質合金が
開発され、上記の各種結晶質高透磁率金属材料に
比べ、保磁力が小さく、透磁率が大きく、鉄損も
小さい等優れた磁気特性が得られることが知られ
ている。しかしながら、Fe−Ｐ−Ｃ系非晶質合金は耐
蝕性並びに熱的安定性に欠け、Fe−Ni−Ｐ−Ｂ
系非晶質合金は飽和磁束密度が7400G以下と小さ
いという欠点があり、また、Fe−Ｂ系およびFe
−Si−Ｂ系非晶質合金は飽和磁束密度が15000G
以上と大きく、磁心材料として有望な非晶質合金
であるが、飽和磁歪（以下単に磁歪という）が30
×10^-6以上と大きいことが実用上への大きな障害
となつている。本発明は、従来実用されている結晶質の高透磁
率金属材料が有する前記諸欠点がなく、しかも既
存の鉄基非晶質合金の持つ問題点をも同時に解決
し、磁束密度が高く、耐蝕性および熱的安定性に
優れ、磁歪の小さな高透磁率非晶質合金を提供す
ることを目的とするものであり、特許請求の範囲
記載の合金によつて前記目的を達成することがで
きる。次に本発明を詳細に説明する。通常、固体の金属、合金は結晶構造を有する
が、適当な組成をもつ合金を液体状態から急速に
冷却するか、あるいは蒸着法、スパツタ法、メツ
キ法等の種々の技術を用いることにより液体に類
似した周期的原子配列を持たない非結晶構造の固
体が得られ、このような金属は非晶質金属あるい
は非晶質合金と呼ばれる（以下非晶質金属あるい
は非晶質合金を合わせて非晶質合金と称す）。こ
の非晶質合金は前述のように、種々の技術を適当
に用いても得られることがよく知られており（例
えば特開昭49−91014号）、中でも気相から超急冷
するスパツタ法によれば液体急冷法により得られ
る非晶質合金の組成範囲よりも広い組成範囲で非
晶質合金が得られることが知られている。なお液体急冷法の例として、高速回転する１つ
の円板の外周面上または高速に互いに逆回転する
２つのロールの間に液体金属を連続的に噴出させ
て回転円板または双ロールの表面上で10⁴〜10⁶
℃／秒程度の冷却速度で急冷凝固させる方法があ
る。又、非晶質合金を組成的にみると、金属−半金
属の組み合せからなるものと、金属−金属からな
るものとに大別することができる。本発明は本質的に後者、すなわち遷移金属であ
る鉄族元素とジルコニウムから成る非晶質合金で
あり、すでに本発明者らが特願昭54−43838号に
より上記鉄族元素とジルコニウムを含む各種非晶
質合金中その一部が強磁性を有することを新規に
知見して特許出願した。本発明者らは、上記鉄族元素とジルコニウムを
含む非晶質合金につき、主として磁心材料に適す
る合金とするためにさらに詳細な研究を行なつた
結果、本発明の成分組成を有する合金を非晶質化
することにより、またこれに所定の熱処理を磁場
中あるいは応力下で施すことにより、高磁束密度
を有し、しかも高透磁率、低鉄損等の磁気特性の
他、従来金属−半金属系の鉄基非晶質合金で最も
問題となつていた大きな磁歪（例えばFe−Si−
Ｂ系でλ_s30×10^-6以上）が約1/2〜1/4に低減
するという優秀な磁気特性を有することを新規に
知見して本発明に想到した。第１表および第２表に、本発明の非晶質合金、
既知の金属−半金属系非晶質合金の一部並びに従
来一般に用いられている各種結晶質高透磁率金属
材料について、それらの成分組成および磁気特性
を示した。

【表】

【表】第１表において、No.1〜９の合金は本発明の
非晶質合金中、高い飽和磁束密度、角形比を有す
る組成の一例であり、No.10、11に掲げた合金は
既存のFe−Ｂ−Ｃ系およびFe−Ｐ−Ｃ系非晶質
合金、No.12〜14はそれぞれ市販の高純度鉄、３
％方向性ケイ素鋼板および45Niパーマロイの特
性である。又、第２表No.1〜７の合金は本発明の非晶質
合金中、保磁力が小さく、実効透磁率が比較的高
い組成の一例であり、No.8に記載の合金は既存
のFe−Ni−Ｐ−Ｂ系非晶質合金、No.9、10は市
販のFe−Ni−Mo合金およびセンダストである。本発明合金中、鉄、ジルコニウムの他主として
コバルトを含む合金（第１表）では、飽和磁束密
度が約12000〜17000Gと高く、従来の高純度鉄、
Fe−Si合金および45Niパーマロイと比較して最
大透磁率、保磁力、鉄損において優れた性能を有
することがわかる。また既存の鉄基非晶質合金と比較して上記の磁
気特性はほぼ同等あるいは若干劣るものの、鉄基
非晶質合金の実用化への最大の障害となつている
磁歪がこれら金属−半金属系非晶質合金のそれと
比較して約1/2〜1/4に低減しているため、実用上
はむしろ優れた性質を示すと考えられる。さらに
本発明合金は広い組成範囲にわたつて室温〜200
℃付近の温度範囲での熱膨脹系数（α）が５×
10^-6以下という小さな値を示しまたその一部の合
金の上記熱膨脹系数は０〜−５×10^-6であり、い
わゆる不変合金（インバー合金）の特性を有す
る。これらはこれまでに知られずかつ得られなかつ
た大きな特徴である。また本発明合金中、鉄、ジルコニウムの他主と
してNiを含み、あるいは比較的少量のコバルト
を含む合金では既存のFe−Ni−Ｐ−Ｂ系非晶質
合金あるいは結晶質のFe−Ni−Mo合金と比較し
て保磁力、実効透磁率においては同等あるいは若
干劣るものの、飽和磁束密度は8000〜12000Gと
高く、実用上は有利である。次に本発明の非晶質合金を実験データに基づい
て説明する。以下で説明するすべての合金は溶融状態から超
急冷し凝固させて非晶質化したもので、非晶質合
金を製造する方法の１つであり、かつ最も簡単な
片ロール法によつて得た幅約２mm、厚さ約20μｍ
のテープ状試料である。また飽和磁歪λ_sの求め
方は下記の通りである。試料の長さｌ、長手方向に磁界を印加しその時
の試料ののびをδｌとすると長手方向の磁歪λ
は、 λ＝δｌ／ｌ (1) で表わされる。一方、広く知られているように多結晶磁界の式
は λ_s＝２／３（λ−λ⊥） (2) であるが、本試料は長さに比べて厚さ、巾とも極
めて小さいため、λ⊥は実質的に無視出来るので λ_s＝２／３λ (3) とした。以後、本明細書中に記載のλ_sは(3)式を使つて
求めた。第１図は非晶質（Fe_X−Co_Y−Ni_Z）₉₀−Zr₁₀系合
金の飽和磁束密度のFe、CoおよびNiの組成比に
対する依存性を示す図である。図中３角形の各辺
に記載の数字はそれぞれ合金中に含まれる鉄族元
素間の各元素の占める割合を表わし、合金中の鉄
族元素の全体を１としたときのFe（Ｘ）、Co
（Ｙ）、Ni（Ｚ）の値をそれぞれ示している。
又、図中の曲線上に記載の数字は飽和磁束密度
（KG）の値をそれぞれ示す。この図に見るように磁束密度の高い値がＸが
0.6〜0.9、Ｙが0.1〜0.62、Ｚが０〜0.42の範囲に
ある組成（図中斜線で表示した）において得られ
る。殊に16000G以上の値は（Fe₀._6〜0.₈、
Co₀._2〜0.₄、Ni_0〜0.05）₉₀−Zr₁₀の組成範囲で得ら
れる。第２図はFe₉₀−Zr₁₀2元系非晶質合金に対する
CoあるいはNiの添加より、Feを置換した際の飽
和磁束密度（Bs）、およびキユーリー温度
（Tc）、結晶化温度（Tx）の変化を示す。この図からわかるように、Co、Niの量が約８
原子％（以降原子％を単に％と略記する）以下で
はBsが小さく、又Coでは約38％を越えるとTc＞
Txとなり熱処理による磁気特性の改善が困難に
なりNiでは約40％を越えるとかえつてＢ_sが低下
することがわかる。第３図は飽和磁束密度（Ｂ_s）、キユーリー温度
（Tc）、結晶化温度（Tx）のZr添加量に対する依
存性を示し、第３図Ａ，Ｂはそれぞれ（Fe₀.₈、
Co₀.₂）_100-x−Zr_x、（Fe₀.₇、Ni₀.₃）_100-x−Zr_xなる
式で表わされる合金組成について調べたものであ
る。第３図Ａ，Ｂから判るように飽和磁束密度のZr
に対する依存性はほぼ直線的であり、Zr添加量の
違いによつて全体として飽和磁束密度は変化する
が、前記第１図に示したFe、CoおよびNi間の組
成比に対する飽和磁束密度の依存性は本質的に同
一の傾向を示す。第４図Ａは本発明合金中Fe₅₄−Co₁₈−Ni₁₈−
Zr₁₀非晶質合金を200Oeの磁場中および磁場をか
けない状態で、又ＢはFe₆₈−Co₁₇−Cr₅−Zr₁₀、
Fe₆₈−Co₁₇−B₅−Zr₁₀の２種の非晶質合金を
200Oeの磁場中で、それぞれ100〜450℃間の各温
度で20分間焼なました際の角形比と保磁力の変化
を示す。上記第４図Ａ，Ｂから判るように、急冷材の保
磁力は100〜200ｍOe程度の値であるが、この合
金を非酸化性雰囲気あるいは真空中において結晶
化温度以下の温度範囲で磁場中焼なましを施すこ
とによりさらに磁気特性が大きく改善され、保磁
力は30ｍOe程度にまで小さくなる。なお、前記
磁場中焼なましによる磁気特性改善方法は本発明
者の１人が発明し、特開昭51−73923号公報によ
り開示された方法によつた。一般に、磁気増幅用磁心材料の場合、残留磁束
密度と飽和磁束密度が高く、角形比が大きいこと
が要求される。急冷材の本発明の合金の多くは残
留磁束密度が比較的小さく、角形比も小さいが、
しかし磁場中焼なまし、あるいは張力や捩りなど
の応力下での焼なましにより、これらの性質が著
しく改善されることは従来知られている非晶質磁
性合金の特質改善方法によるのと同じ結果であ
る。次にFe−（Co、Ni）−Zr系非晶質合金に種々の
元素（Be、Ｂ、Al、Si、Ge、Ti、Ｖ、Cr、
Mn、Cu、Nb、Ta、Mo、Ｗ）をもつて鉄族元素
の一部と置換して、飽和磁束密度（Ｂ_s）および
磁歪（λ_s）に対する添加元素の効果を調べた。第５図Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞれ（Fe₀.₈、Co₀.₂）₉₀
_−ｘ−Mx−Zr₁₀（ＭはＢ、Be、Al、Si、Ge）、
（Fe₀.₈、Co₀.₂）_90-x−Mx−Zr₁₀（ＭはTi、Ｖ、
Cr、Mn、Nb、Ta、Ｗ）、（Fe₀.₇、Ni₀.₃）_90-x−
Mx−Zr₁₀（ＭはＢ、Al、Si、Mo、Ｗ）系の非晶
質合金の飽和磁束密度（Ｂ_s）と磁歪（λ_s）に対
する添加元素量（ｘ％）の効果を調べたものであ
る。 Fe−Co−Zr系非晶質合金については第５図Ａ
およびＢから判るように半金属、特にAl、Ｂは
飽和磁束密度をあまり低下させることなく磁歪を
低減する効果が大きい。遷移金属の添加ではTi、Mnが比較的飽和磁束
密度に対する影響が小さく、かつ磁歪低減効果が
大きい。又、Nb、Ta、Ｗのような原子量の大き
い遷移金属は飽和磁歪、飽和磁束密度ともに大き
く低下させるので、飽和磁束密度がそれほど高い
値を必要としない場合には、磁歪を著しく下げる
添加元素として極めて有効である。 Fe−Ni−Zr系非晶質合金では、第５図Ｃから
判るように、Ｂの磁歪低減効果がFe−Co−Zr系
に比較して小さいが、Al、Siの添加によつてMo
とほぼ同等の磁歪低減効果が得られ、しかも飽和
磁束密度の低下はMo、Ｗよりも少ない。第６図には、本発明合金の代表例として、
（Fe_X−Co_Y−Ni_Z）₉₀−Zr₁₀系合金の室温付近での
熱膨脹系数のFe、CoおよびNiの組成比に対する
依存性を示した。図中３角形の各辺に記載の数字はそれぞれ合金
中に含まれる鉄族元素間の各元素の占める割合を
表わし、合金中のFe、Co、Niの合計を１とした
ときのFe（Ｘ）、Co（Ｙ）、Ni（Ｚ）の値を示し
ている。なお図中斜線でかこまれた領域以外の領
域は特許請求の範囲第１項に該当する組成であ
る。第６図から明らかなように（Fe₀.₈、Co₀.₂）₉₀−
Zr₁₀、（Fe₀.₈、Ni₀.₂）₉₀−Zr₁₀をむすぶ組成でα
０となることがわかる。 α０の線付近の組成を有する合金は飽和磁束
密度も12000〜16000Gと高く、このことはこれら
の合金を磁心材料として使用した場合、使用中に
100〜200℃程度の温度上昇に対してもほとんど熱
膨脹せず、ために熱膨脹からくる磁心の歪の恐れ
がほとんどないことを示している。次に本発明の非晶質合金において成分組成を限
定する理由を以下に述べる。特許請求の範囲第１項あるいは第２項に関して
はZrが８％より少ないと超急冷しても非晶質化が
困難であり、第３図Ａ，Ｂで判るように、14％よ
り多いと飽和磁束密度は著しく低下し、特にFe
−Co−Zr系非晶質合金では第３図Ａに示すよう
に結晶化温度もかえつて低下するので８〜14％の
範囲内にする必要がある。さらに９〜12％Zrの範
囲内では飽和磁束密度が高く、結晶化温度も高い
優れた非晶質磁性材料が得られる。 Ni、Co量については第２図から判るように、
約30〜40％迄の添加によつて飽和磁束密度を向上
させるが、８％未満の添加ではキユーリー温度お
よび飽和磁束密度が低く、38％より多いとキユー
リー温度が結晶化温度より著しく高くなり、その
結果熱処理による磁気特性の改善の効果がなくな
る事や、あるいはFe−Ni−Zr3元系非晶質合金の
ごとく飽和磁束密度の低下が見られる等の理由に
より、Ni、Co量は７〜38％の範囲内にする必要
がある。次に、本発明の特許請求範囲第４項記載の合金
については、添加元素のBe、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Al、
Si、Ｐ、Geは合金の非晶質化を容易にし特に
Be、Ｂ、Al、Siはその効果が大である。又、第５図Ａ，Ｂ，Ｃから判るように、上記の
添加元素によつても飽和磁束密度はあまり下ら
ず、磁歪が著しく改善される。上記のこれらの元
素は0.1％未満の添加では効果が少なく、また15
％越えて添加すると飽和磁束密度が著しく低下す
るので0.1〜15％の範囲内にする必要があり、望
ましくは７％末満のとき、より高い飽和磁束密度
が得られる。さらに、上記の元素を添加する場合には、Zr量
が６％以上で非晶質を形成することが出来るが磁
気的性質を損わないためには８％より低減したる
Zr量の約５倍以上の上記元素の添加が必要であ
り、又、飽和磁束密度が著しく低下しないために
Zr量の上限は14％、又鉄族元素の合計は75％以上
とする必要がある。なおZr量は12％以下にするこ
とが好適である。ここで上記の特許請求の範囲第４項記載の組成
限定範囲を第７図によつて説明する。第７図中三角形の各辺に記載の数字はそれぞ
れ、Ｘ（Fe、Co、Niの原子％の合計）、Ｙ（Zrの
原子％）、Ｚ（添加元素の原子％の合計）を表し
ている。添加元素の範囲は0.1〜15％で、図中辺FEが下
限、BCが上限をそれぞれ示している。又、鉄族
元素の総量の下限75％は辺AB、Zr量の上限は辺
AF、下限はCDEである。合金中のZr量Ｙが８％
より少ないとき、その差の５倍以上、すなわち
（８−Ｙ）×５％以上の添加元素量が必要であるた
めに図中CDEがZr量の下限を表わす。また、上記元素の添加により、飽和磁束密度の
低下、キユーリー温度の低下と結晶化温度の上昇
をもたらすため、Ni、Co添加量は、下限は８％
とし、上限は45％までとする必要がある。特許請求の範囲第６項記載の合金に関しても前
記特許請求の範囲第４項記載の合金の組成限定理
由と同様の理由で添加元素（Ti、Ｖ、Cr、Mn、
Cu、Nb、Ta、Mo、Ｗ）の量は0.1〜10％、但
し、Nb、Ta、Mo、Ｗは飽和磁束密度を著しく低
下させるので望ましくは％以下にするのが良い。
Zr量については７〜14％が必要であり、なかでも
８〜12％が望ましい。但し８％より低減したるZr
量の５倍以上すなわち、（８−Ｙ）×５％以上の上
記添加元素が必要であり、さらに鉄族元素の合計
は80％以上、又、Co、Niは８〜45％とする必要
がある。これらは第７図中、添加元素量の上、下限をそ
れぞれ辺HI、FEで表わし、Zr量の上限は辺GF、
下限は辺IJE、鉄族元素の合計の下限は辺GHが
表わしている。特許請求の範囲第８項記載の合金については
Be、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Al、Si、Ｐ、Geよりなる半金
属群と、Ti、Ｖ、Cr、Mn、Cu、Nb、Mo、Ta、
Ｗよりなる遷移金属群の中から選ばれるそれぞれ
少なくとも１種の元素が、上記２つの群からの同
時添加の効果を得るためにそれぞれ0.1％以上、
従つて添加元素の下限は0.2％であり、（第７図中
辺E′F′）、上限は飽和磁束密度の著しい低下をさ
けるために、遷移金属群から選ばれる少なくとも
１種の元素は10％以下にする必要があり、なかで
も５％以下が望ましい。半金属群から選ばれる少
なくとも１種の元素は14.9％以下、望ましくは７
％未満の制限下でそれらの合計を15％以下にする
必要があり、なかでも12％以下が望ましい。Zr量
および鉄族元素量については上記特許請求の範囲
第４項記載の合金の組成限定理由と同様の理由に
よりZr量は６〜14％が必要であり、なかでも８〜
12％が望ましい。但しZrが８原子％以下において
は（８−Ｙ）×５％以上の上記２つの群から選ば
れる添加元素量が必要であり、鉄族元素は75％以
上である。結局これらの限定範囲は、第７図中
ABCDE′F′で囲まれる矩形である。次に本発明を実施例によつて説明する。実施例１（Fe_X、Co_Y、Ni_Z）₉₀−Zr₁₀系合金の急冷状態で
の磁歪のFe、Co、およびNiの組成比に対する依
存性を第８図に示した。図中３角形の各辺に記載の数字は、鉄族元素の
合計を１（Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１）としたときのFe
（Ｘ）、Co（Ｙ）、Ni（Ｚ）の組成比を示してい
る。同図より判る様に特にCoの増加によつて磁歪
が上るが（Fe₀.₇、Co₀.₃）₉₀−Zr₁₀合金でも約20×
10^-6と比較的小さいことが判る。実施例２

【表】第３表に、（Fe₀.₈、Co₀.₂）₉₀−Zr₁₀非晶質合金
を基本として各種添加元素を２〜10％添加し、鉄
族元素の一部あるいはジルコニウムの一部を置換
した合金（No.1〜10）及び上記基本合金
（No.11）の磁場中焼なまし後の特性を示す。同表より半金属及び遷移金属の２％程度の添加
により飽和磁束密度の低下は比較的少なく角形比
及び最大透磁率の向上が見られる。またZrの一部
を半金属で置換した合金は角形比、保磁力、最大
透磁率が特に優れている。実施例３本発明合金中、Fe₈₁−Co₉−Zr₁₀、Fe₆₈−Co₁₇
−V₅−Zr₁₀、Fe₆₈−Co₁₇−B₅−Zr₁₀、の３種の非
晶質合金を、すべて200Oeの磁場中において320
℃で20分間熱処理を施した後、100℃で時効した
際の保磁力の変化を第９図に示す。同図から判るように、本発明合金の保磁力は約
6000分間の時効によつてもほとんど変化しない。以上本発明合金は非晶質Fe−（Co、Ni）−Zr系
非非晶質合金を基本とした金属−金属系非晶質高
透磁率材料であり、従来知られている結晶質合金
あるいは金属−半金属系非晶質合金の高透磁率材
料のいずれでも得られない特徴を有する極めて有
望な磁性材料である。

【図面の簡単な説明】

第１図は非晶質（Fe_X、Co_Y、Ni_Z）₉₀−Zr₁₀合金
の飽和磁束密度Ｂ_sのFe、Co、Niの組成比依存性
を示す図、第２図はｅ−Zr2元系非晶質合金への
Ni、Co添加量に対する結晶化温度（Tx）、キユ
ーリー温度（Tc）および飽和磁束密度（Bs）の
依存性を示す図、第３図Ａ，Ｂはそそれぞれ
（Fe₀.₈、Co₀.₂）_100-x−Zr_x系および（Fe₀.₇、
Ni₀.₃）_100-x−Zr_x系合金におけるTx、Tc、BsのZr
量依存性を示す図、第４図ＡはFe₅₄−Co₁₈−Ni₁₈
−Zr₁₀非晶質合金を磁場中および磁場をかけない
状態で、同図ＢはFe₆₈−Co₁₇−Cr₅−Zr₁₀、Fe₆₈
−Co₁₇−B₅−Zr₁₀非晶質合金を磁場中で、それぞ
れ100〜450℃の間で20分間焼なました際のHcと
Br／Bsの変化を示す図、第５図Ａ，Ｂ，Ｃは
（Fe₀.₈、Co₀.₂）₉₀−Zr₁₀および（Fe₀.₇、Ni₀.₃）₉₀−
Zr₁₀非晶質合金を基本として各種元素を添加した
際のBsとλの添加元素量依存性を示す図、第６
図は、（Fe_X、Co_Y、Ni_Z）₉₀−Zr₁₀系非晶質合金の
熱膨脹系数のFe、Co、Niの組成比依存性を示す
図、第７図は本発明合金の特許請求の範囲第４
項、第６項、および第８項を示す図、第８図は
（Fe_X、Co_Y、Ni_Z）₉₀−Zr₁₀系非晶質合金の磁歪の
Fe、Co、Niの組成比依存性を示す図、第９図は
Fe₅₉.₅−Ni₂₅.₅−Si₅−Zr₁₀およびFe₄₀−Ni₄₀−P₁₄
−B₆非晶質合金を100℃で時効した際の保磁力の
時間変化を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】１原子比率でジルコニウム８〜14％、ニツケ
ル、コバルトの何れか少なくとも１種７〜38％を
含み、残部実質的に鉄よりなる磁束密度が高く磁
歪の小さな鉄基非晶質合金。２原子比率でジルコニウム９〜12％、ニツケ
ル、コバルトの何れか少なくとも１種10〜30％を
含み、残部実質的に鉄より成る特許請求の範囲第
１項記載の合金。３原子比率でジルコニウム６〜14％、ニツケ
ル、コバルトの何れか少なくとも１種８〜45％、
ベリリウム、硼素、炭素、窒素、アルミニウム、
珪素、リン、ゲルマニウムよりなる群より選ばれ
る何れか１種又は２種以上0.1〜15％、残部実質
的に鉄より成り、かつ下記の条件下にある組成範
囲の磁束密度が高く磁歪の小さな鉄基非晶質合
金。但し； (イ) 鉄族元素の合計が75原子％以上。 (ロ) ジルコニウムが８原子％未満の組成において
は８原子％より減少したるジルコニウム元素量
の５倍以上の上記ベリリウム、硼素、炭素、窒
素、アルミニウム、珪素、リン、ゲルマニウム
の群より選ばれる何れか少なくとも１種の元素
を含む。４原子比率でジルコニウム７〜14％、ニツケ
ル、コバルトの何れか少なくとも１種８〜45％、
チタン、バナジウム、クロム、マンガン、銅、ニ
オブ、モリブデン、タンタル、タングステンより
なる群より選ばれる何れか１種又は２種以上の元
素が0.1〜10％、残部実質的に鉄より成り、かつ
下記の条件下にある組成範囲の磁束密度が高く磁
歪の小さな鉄基非晶質合金。但し； (イ) 鉄族元素の合計が80原子％以上。 (ロ) ジルコニウムが８原子％未満の組成において
は８原子％より減少したるジルコニウム元素量
の５倍以上の上記チタン、バナジウム、クロ
ム、マンガン、銅、ニオブ、モリブデン、タン
タル、タングステンより成る群より選ばれる何
れか少なくとも１種の元素を含む。５原子比率でジルコニウム６〜14％、ニツケ
ル、コバルトの何れか少なくとも１種８〜45％を
含み、ベリリウム、硼素、炭素、窒素、アルミニ
ウム、珪素、リン、ゲルマニウムよりなる群から
選ばれる何れか少なくとも１種の元素が0.1〜
14.9％、チタン、バナジウム、クロム、マンガ
ン、銅、ニオブ、モリブデン、タンタル、タング
ステンよりなる群から選ばれる何れか少なくとも
１種の元素が0.1〜10％の範囲内で上記２つの群
より選ばれるそれぞれ少なくとも１種の元素の合
計が0.2〜15％であり、残部実質的に鉄よりな
り、かつ下記の条件下の組成範囲にある磁束密度
が高く磁歪の小さな鉄基非晶質合金。但し； (イ) 鉄族元素の合計が75原子％以上。 (ロ) ジルコニウムが８原子％未満の組成において
は上記ベリリウム、硼素、炭素、窒素、アルミ
ニウム、珪素、リン、ゲルマニウムよりなる群
と、チタン、バナジウム、クロム、マンガン、
銅、ニオブ、モリブデン、タンタル、タングス
テンよりなる群の中から選ばれるそれぞれ少な
くとも１種の元素の合計が８原子％より減少し
たるジルコニウム元素量の５倍以上である。