WO2008068899A1

WO2008068899A1 - アモルファス合金組成物

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Publication number: WO2008068899A1
Application number: PCT/JP2007/001344
Authority: WO
Inventors: Akihiro Makino
Original assignee: Tohoku Techno Arch Co., Ltd.
Priority date: 2006-12-04
Filing date: 2007-12-04
Publication date: 2008-06-12
Also published as: US20100139814A1; JP4310480B2; US8277579B2; KR20090091211A; TWI434944B; CN101595237A; JP4288687B2; JP2009108415A; CN101595237B; TW200837201A; DE112007002939T5; JPWO2008068899A1; DE112007002939B4

Abstract

特定の組成ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｕｙを有するアモルファス合金。ここで、ａ～ｃ、ｘ、ｙは、７３≦ａ≦８５ａｔ％、９．６５≦ｂ≦２２ａｔ％、９．６５≦ｂ＋ｃ≦２４．７５ａｔ％、０．２５≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦０．３５ａｔ％、及び０≦ｙ／ｘ≦０．５の条件を満たす。

Description

明細書

アモルファス合金組成物

技術分野

[0001] 本発明は、トランスやインダクタなどの使用に好適であるアモルファス合金組成物に関し、特に、軟磁性特性を有する F e基アモルファス合金組成物に関する。

背景技術

[0002] 従来、トランスやセンサなどにおいて磁芯として用いられてきた F e基ァモルファス合金として、 F e _S i _B系合金がある。しかしながら、 F e -S i _B系合金では、アモルファス形成能が低いため、厚さ 20〜 30 m程度の連続薄帯しか得ることができない。そのため、 F e _S i _B系合金は、その薄帯を多数重ねて作製した巻き磁芯ゃ積層磁芯としてのみ利用されている。ここで、「アモルファス形成能」とは、合金溶解後の冷却過程におけるアモルファス状態へのなりやすさを表す指標であり、アモルファス形成能が高いことは急速に冷却せずとも結晶化することなくアモルファス状態になることを意味する。

[0003] 近年、 F e _C o系金属ガラス合金などのようにアモルファス形成能の高いものも見出されてきているが、これらの合金では飽和磁束密度が著しく低い。

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0004] 本発明の目的は、高い飽和磁束密度を有しつつ高肉厚化を可能とするァモルファス合金組成物を提供することにある。

課題を解決するための手段

[0005] 本発明者は、上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成について鋭意検討した結果、 F e _S i _Bを含む合金に Pや C uなどを添加し、その組成成分を限定することにより、高い飽和磁束密度と高いァモルファス形成能とを同時に達成しうることを見出し、本発明を完成するに至った。

[0006] 本発明によれば、アモルファス合金組成物 F e _a B_bS i

u yであって、 73≤ a≤85 a t %、 9. 65≤ b≤22 a t %、 9. 65≤ b + c≤ 24. 75 a t %、 0. 25≤ x≤ 5 a t %、 0≤ y≤ 0. 35 a t %、及び 0≤ y/x≤0. 5であるアモルファス合金組成物が得られる。

発明の効果

[0007] 本発明によれば、従来に比べ厚みのある薄帯を容易に作製することができることから、結晶化による特性の劣化の低減、及びそれによる歩留まりの向上につながる。

[0008] また、本発明によれば、積層数、巻き数や積層間の隙間の低減により磁性体占有率が増加するため、実効的な飽和磁束密度が増大する。加えて、本発明によるアモルファス合金組成物は、高い F e含有量を有しており、この点からも、飽和磁束密度が高くなつている。この高い飽和磁束密度のため、本発明によるアモルファス合金組成物をトランス、インダクタ、ノイズ関連、モーターなどに含まれる磁性部品として用いた場合には、それらの小型化が見込める。さらに安価な F e含有量の増加により原料コス卜の低減が可能になり、工業的に非常に有意義である。

[0009] また、高いアモルファス形成能と高飽和磁束密度を両立させることで、ァモルファス構造を持つ棒状、板状、或いは小型複雑形状部材などを従来不可能であった非晶質バルク材料として安価に作製することが可能となり、非晶質バルク材料といった新たな市場も創出され、工業的発展に大いに貢献することが期待できる。

図面の簡単な説明

[0010] [図 1]銅錶型錶造法により棒状の試料を作製するのに用いる装置を概略的に示す側面図である。

[図 2]本発明の一実施例によるアモルファス合金組成物の試料の断面の X線解析結果を示すグラフである。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、 F e _{V 6}S i ₉B₁₀P₅からなるものであり、銅錶型錶造法により作製した直径 2 . 5 mmの棒状のものである。

[図 3]図 2の試料の断面の光学顕微鏡写真のコピーを示す図である。

[図 4]本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料の表面の X線回折結果を示すグラフである。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、 F e ₈₂. ₉S i ₆Β₁₀ Ρ τ C u o. からなるものであり、単ロール液体急冷法により作製した厚さ 3 O mの薄帯である。

[図 5]本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料を 0. 67°C /秒で昇温したときの D S C曲線を示すグラフである。ここで、試料のァモルファス合金組成物は、 F e 7₆S i ₉B₁₀P₅からなるものであり、厚さ 20 U mの薄帯である。

[図 6]本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料と従来例による比較試料についての保磁力の熱処理温度依存性を示すグラフである。ここで、実施例の試料のアモルファス合金組成物は F e 7₆S i ₉B₁₀P₅からなる厚さ 20 mの薄帯であり、比較試料は、 F e 7₈S i ₉ B ₃からなる厚さ 20 U mの薄帯である。

[図 7]磁性部材の一例の外観を示した斜視図である。

[図 8]磁性部材の一例の外観を示した斜視図である。

符号の説明

[0011] 1 溶融合金

2 小孔

3 石英ノズル

4 高周波コイル

5 棒形状の型

6 銅製金型

発明を実施するための最良の形態

[0012] 本発明の好ましい実施の形態によるアモルファス合金は、特定の組成 F e_a B_b S i _CP_XC u _yを有する。ここで、 73≤a≤85 a t %、 9. 65≤ b ≤22 a t %、 9. 65≤b + c≤24. 75 a t %、 0. 25≤ x≤ 5 a t %、 0≤ y≤0. 35 a t %、及び 0≤ y /x≤ 0. 5である。

[0013] 上記特定の組成において、 F e元素は磁性を担う必須元素である。 F e元素が 73 a t %未満の場合、飽和磁束密度やアモルファス形成能が低い。また安価な F e元素の含有量が低下することは F eより高価な元素の含有量が増加することを意味するため、原料費全体が上昇することとなるので工業的に望ましくない。従って、 F e元素は 73 a t %以上であることが望ましい。また、 F e元素が 85 a t %を超えるとアモルファス状態が不安定になりアモルファス形成能ゃ軟磁気特性が低下する。従って、 F e元素は 85 a t %以下であることが望ましい。

[0014] 上記特定の組成において、 B元素はアモルファスを形成するために必須の元素である。 B元素が 9. 65 a t %未満の場合、又は B元素が 22 a t % を超える場合、アモルファス形成能が低下する。従って、 B元素は 9. 65 a t %以上、 22 a t %以下であることが望ましい。

[0015] 上記特定の組成において、 S i元素はアモルファスを形成するための元素である。 S i元素と B元素の和が 9. 65 a t %未満の場合、アモルファス形成元素不足のためアモルファス形成能が低下する。一方、 S i元素と B元素の和が 24. 75 a t %を超えると、アモルファス形成元素過剰のためァモルファス形成能が低下し、また相対的に F e含有量が減少することから飽和磁束密度が低下する。従って、 S i元素と B元素の和は、 9. 65 a t % 以上、 24. 75 a t %以下であることが望ましい。更に、脆化を考慮すると、 S i元素を 0. 35 a t %以上含有することが好ましい。即ち、上記特定の組成において、 0. 35 a t %≤ cであることが望ましい。

[0016] 上記特定の組成において、 P元素はアモルファスを形成するための元素である。 P元素が 0. 25 a t %未満では十分なアモルファス形成能は得られず、 P元素が 5 a t %を超えると、脆性が促進され、キュリー点、熱的安定性、アモルファス形成能ゃ軟磁気特性が低下する。従って、 P元素は 0. 2 5 a t %以上、 5 a t %以下であることが望ましい。

[0017] 上記特定の組成において、 C u元素はアモルファスを形成するための元素である。 C u元素が 0. 35 a t %を超えると、脆化が促進され、熱的安定性及びアモルファス形成能が低下する。従って、 C u元素は 0. 35 a t % 以下であることが望ましい。

[0018] 加えて、 C u元素は P元素と複合で添加することが必要である。但し、 C u元素と P元素の割合である C u含有量/ P含有量（y/x) が 0. 5を超えると、 P含有量に対し C u含有量が過剰になりアモルファス形成能ゃ軟磁気特性が低下する。従って、 C u含有量/ P含有量（y/x) は、 0. 5以下であることが望ましい。

[0019] ここで、飽和磁束密度が 1. 30 T以上で、且つ、厚みのある薄帯、棒状、板状、複雑形状部材などアモルファス形成能が要求される場合は、上記特定の組成のうち、 F e元素： 73〜 79 a t ⁰/ &、 B元素： 9 · 65〜 1 6 a t %、 B元素と S i元素の和： 1 6〜 23 a t %、 P元素： "！〜 5 a t %、 C u元素： 0〜0. 35 a t %にすることが好ましい。特に、 F e元素を 7 5〜79 a t %にすると、良好なアモルファス形成能と 1. 5 T以上の飽和磁束密度が可能になり、更に好ましい。

[0020] 一方、薄帯の作製が容易となるようなアモルファス形成能を有し、且つ、

1. 55 T以上の高飽和磁束密度を要求される場合には、高 F e組成領域である、 F e元素： 79〜 85 a t ⁰/ &、 B元素： 9. 65〜1 58 セ％、 8元素と S i元素の和： 1 2〜20 a t %、 P元素： 0. 25〜 4 a t %、 C u 元素： 0. 0 1〜0. 35 a t %にすることが好ましい。

[0021] なお、上記特定の組成のうち、 B元素の一部を C元素で置換することとしてもよい。但し、 B元素の C元素への置換量が 2 a t %を超えると、ァモルファス形成能が低下する。従って、 B元素の C元素への置換量は 2 a セ％以下であることが好ましい。

[0022] また、上記特定の組成のうち、 F eの一部を C o及び N iからなる群から選択された一以上の元素で置換することとしてもよい。「 6元素の〇0、 N i元素への置換には、アモルファス形成能を下げずに、磁歪の低下による軟磁気特性が向上するという効果がある。但し、 F e元素の C o、 N i元素への置換量が 30 a t %を超える場合、飽和磁束密度の低下が著しく、実用上重要な 1. 3 O Tを下回るため、「 6元素の〇0、 N i元素への置換量は 3 0 a t %以下であることが好ましい。

[0023] 更に、上記特定の組成のうち、 F eの一部を、 V、 T i、 Mn、 S n、 Z n、 Y、 Z r、 H f 、 N b、 T a、 1\1₀及び\^、並びに希土類元素からなる群から選択された一以上の元素で置換することとしてもよい。ここで、希土類元素は L a、 C e、 P r、 N d、 Pm、 Sm、 E u、 Gd、 T b、 D y、 H o、 E r、 Tm、 Y b又は L uである。 V、 T i、 Mn、 S n、 Z n、 Y 、 Z r、 H f 、 N b、 T a、 Mo、 W、希土類元素などの金属元素による F eの一部置換にはアモルファス形成能を向上させる効果がある。但し、 F e の 3 a t %を超える量を置換するといつたような過剰な置換は、 F e含有量の減少を招くとともに、磁性元素を除くこれら金属元素の自由電子がァモルファス合金の磁気モーメントを希釈させ飽和磁束密度を著しく低下させる。従って、これらの金属元素の置換量は、 F eの 3 a t %以下であることが好ましい。なお、本発明は、実用上必要とされる特性、例えば耐食性や熱的安定性向上を目的に他の金属成分を添加することを否定するものではない。原料、坩堝などから入る不可避な不純物についても同様である。

[0024] 上記組成を有するアモルファス合金組成物の場合、アモルファス形成能が高まるため、従来困難であった種々の形状■サイズをとることができる。例えば、上記組成を満たす場合、厚さが 3 O m以上 30 O m以下の薄帯形状を有するアモルファス合金組成物や、厚さ 0. 5 mm以上の板状又は外形 1 mm以上の棒状の形状を有するアモルファス合金組成物、更には、厚さ 1 mm以上の板状又は棒状の部位を一部に有する所定形状のアモルファス合金組成物を得ることができる。

[0025] 上述したように、本発明の実施の形態による軟磁性非晶質合金の特徴とするところは、合金の組成の調整と、当該合金を用いた薄帯や棒状、板状、複雑形状部材にあり、その製造にあたっては従来の装置をそのまま利用することが可能である。 [0026] 例えば、合金の溶解には高周波誘導加熱溶解やアーク溶解などを用いることができる。溶解は、酸化の影響を除くため不活性ガス雰囲気中で行われることが望ましいが、高周波誘導加熱溶解では不活性ガスや還元ガスをフローさせるだけでも十分溶解は可能である。

[0027] 薄帯や板状部材の作製方法には単口ール液体急冷法や双口ール液体急冷法などがあり、ロールの回転速度や供給溶湯量、ロール間のギャップなどを制御することで薄帯や板状部材の厚みを調整することができ、また石英ノズルなどの溶湯の出鋼口の形状を調整することで薄帯の幅を調整することができる。一方、棒状部材ゃ小型、複雑形状部材などの作製方法には銅錶型錶造法や射出成形法などがあり、錶型形状を調整することでアモルファス合金特有の高強度で軟磁気特性の優れた種々の形状の部材を作製することができる。しかしながら、本発明は、これらに限定されるものではなく、他の作製方法により作製することとしてもよい。図 1に棒状の部品や小型、複雑形状部品を作製するのに用いた銅錶型錶造装置を側面から見た概略構成を示す。所定の成分組成を有する母合金 1を先端に小孔 2を有する石英ノズル 3に入れ、その石英ノズル 3を直径 1〜4 m m、長さ 1 5 m m形状の孔 5を錶込み空間として設けた銅製錶型 6の直上に設置し、高周波発生コィル 4により加熱溶融した後、石英ノズル 3内の溶融金属 1をアルゴンガスの加圧により石英ノズル 3の小孔 2から噴出し、銅製錶型 6の孔に注入してそのまま放置して凝固させることで棒状試料を得る。

[0028] 上述の薄帯は、例えば、巻磁心や積層磁心にすることで磁性部品として用いることができる。加えて、上述した特定の組成には、過冷却液体領域を有する組成も含まれており、その試料については結晶化温度を超えない範囲において過冷却液体領域（後述）の近傍温度で粘性流動加工を用いた成形加工も可能である。

[0029] 本発明では得られたアモルファス合金組成物を X線回折法により結晶構造の解析を行い、結晶に起因する鋭いピークがなくハローパターンが観察されるものを「アモルファス相」、鋭い結晶ピークを有するものを「結晶相」とすることでアモルファス形成能の評価を行う。アモルファス合金はその溶湯からの冷却時に結晶化することなくランダムな原子配列のまま固化したものであり、その合金組成物に応じたある一定以上の冷却速度が必要になる。また合金組成物の厚みがあるほど熱容量や熱伝導の影響で冷却速度は遅くなることから合金組成物の厚みや直径による評価も可能である。ここでは後者の評価方法を用いる。詳しくは、単ロール液体急冷法によるアモルファス単相が得られる薄帯の最大の厚みをアモルファスの得られる最大厚さ（ t _{ma x}) 、また銅錶型錶造法によるアモルファス単相が得られる棒状の部材の最大の直径をアモルファスの得られる最大直径（d_max) と表し、アモルファス形成能を評価する。最大直径 d_maxが 1 mmを超えるアモルファス合金組成物はァモルファス形成能に優れており、単ロール液体急冷法においても 3 O m以上の連続薄帯を容易に作製することができる。なお、試料形状が棒状の場合はその断面を X線解析法により評価し、試料形状が薄帯の場合は冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅口ールと接触していない面を X線回折法により評価する。一例として、図 2に本発明の一実施例によるアモルファス合金組成物の試料の断面の X線回折プロファイルを示す。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、 F e₇₆S i ₉B₁₀P₅からなるものであり、銅錶型錶造法により作製した直径 2. 5mm、長さ 1 5 mmの棒状のものである。図 2に示すように、 F e 7₆S i ₉B₁₀P₅の棒状試料は、結晶に起因する鋭いピークがなくブロードなハローパターンのみが観察され、アモルファス単相と認められる。この棒状試料の断面を光学顕微鏡で見た結果を図 3に示す。図 3に示すように結晶粒子のないアモルファス単相の組織が認められる。他の例として、図 4に本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料の表面の X 線回折プロファイルを示す。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、 F e ₈₂. ₉S i ₆Β₁₀ Ρ τ C u o. からなるものであり、単ロール液体急冷法により作製した厚さ 30 mの薄帯である。図 4に示すように、 F e ₈₂. ₉S i ₆B ιοΡτ C uo. の薄帯試料は、結晶に起因する鋭いピークがなくブロードなハローパターンのみが観察され、アモルファス単相と認められる。 [0030] 上述した特定の組成を有するアモルファス合金組成物を A rなどの不活性雰囲気中で昇温すると、一般に 500〜 600°C近傍で当該組成物の結晶化に伴う発熱現象が起こる。更に、組成によっては結晶化する温度よりも低温側において、ガラス遷移に伴う吸熱現象を伴う場合もある。ここで、結晶化現象の開始温度を結晶化温度（T x) 、またガラス遷移の開始温度をガラス遷移温度（ T g ) と規定し、更に、結晶化温度 T Xとガラス遷移温度 T gの間の温度範囲を過冷却液体領域（ΔΤ χ ： AT x = T x-T g) と規定する。なお、これらのガラス遷移温度や結晶化温度は示差走査熱量分析装置（D S C ： Differential Scanning Calorimetry) を用い、 0. 67°C /秒の昇温速度で熱分析を行うことで評価することができる。図 5に、本発明の他の実施例によるアモルファス合金組成物の試料を 0. 67°C/秒で昇温したときの DSC測定結果を示す。ここで、試料のアモルファス合金組成物は、 F e? eS i ₉B₁₀P₅からなるものであり、単ロール液体急冷法にて作製した厚さ 2 O mの薄帯である。図 5に示すように、組成 F e₇₆S i ₉B₁₀P₅の試料の場合、結晶化に伴う発熱ピークの低温側に過冷却液体領域と呼ばれる吸熱ピークが出現する。同一組成のァモルファス単相部材ならば薄帯や棒状部材などの形状によらずほぼ同一の D S C測定結果を得ることができる。よく知られるように、過冷却液体領域はアモルファス構造の安定化に関係しており、過冷却液体領域が広いほどアモルファス形成能は高い。

[0031] 本実施の形態におけるアモルファス薄帯、棒状、板状などの部材では熱処理を施すことで冷却中や成形中に加えられた内部応力を緩和し、 H cゃ透磁率などの軟磁気特性を向上させることができる。この熱処理は結晶化温度 T X以下の温度範囲で行うことができる。上述した特定の組成を有するァモルファス合金組成物のうち、特に過冷却液体領域を有するアモルファス合金についてはガラス遷移温度 T gの近傍で 3〜 30分程度の短時間熱処理することにより内部応力をほぼ完全に緩和することができ、非常に優れた軟磁気特性を得ることができる。また熱処理時間を長くすることでより低温での熱処理も可能になる。なお、本実施の形態における熱処理は N₂や A rなどの不活性ガス中や真空中で行うものとするが、本発明はそれに限定するものではなく、他の適切な雰囲気中で行うこととしてもよい。加えて、静磁場中、回転磁場中又は応力印加中で熱処理することも可能である。図 6に本発明の他の実施例によるァモルファス合金組成物の試料と従来例による比較試料についての保磁力（H e) の熱処理温度依存性を示す。ここで、実施例の試料のァモルファス合金組成物は単ロール液体急冷法にて作製した F e ₇₆S i ₉ B₁₀ P 5からなる厚さ 2 O mの薄帯であり、比較試料は、単ロール液体急冷法にて作製した F e 7₈S i ₉ B 3からなる厚さ 2 O mの薄帯である。保磁力 H cは直流 B H トレ一サ一により評価した。また F e 7₆ S i ₉ B₁₀ P ₅組成では各温度 5分間、 F e 7₈S i ₉ B 3組成では各温度 30分間 A r雰囲気中で熱処理を行った。実施例による F e 7₆S i ₉ B₁₀ P₅組成試料では熱処理を施すことで大幅に保磁力 H cが低下し、特にガラス遷移温度 T gより低温側で顕著である。それに対し比較試料の場合、熱処理を施しても保磁力 H cは 1 O A/m 程度である。

[0032] 以下に本発明の実施の形態について、複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。

[0033] (実施例 "！〜 1 4、比較例 "！〜 5 )

F e、 S i、 B、 F e ₇₅ P₂₅ C uの原料をそれぞれ下記の表 1に記載の本発明の実施例 1〜 1 4、及び比較例 1〜 5の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約 3 mm、長さ約 5mの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面を X線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さ t _m _a χを測定した。最大厚さ t _{m a x}が大きくなることは遅い冷却速度でもァモルファス構造が得られ、高いアモルファス形成能を有することを意味している。また完全にアモルファス単相である厚さ 20 mのときの薄帯について、振動試料型磁力計 (VSM： Vibrating- Sample Magnetometer) により飽和磁束密度（B s) を、直流 BH トレ _サ_により保磁力 H c評価した。熱処理は、 A r雰囲気中で行うこととし、熱処理条件は、ガラス遷移を有する組成についてはガラス遷移温度 T gより 30 °C低温で 5分間、またガラス遷移が存在しない組成については 400°Cで 30分間とした。本発明の実施例 1〜 1 4、及び比較例 1〜5の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B s、保磁力 H c、最大厚さ t _max及びその薄帯幅の測定結果をそれぞれ表 1に示す。

[0034] [表 1]

[0035] 表 1に示されるように、実施例 1〜1 4のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度 B sが 1. 30 T以上であって、 F e、 S i、 B元素からなる従来のアモルファス組成物である比較例 5と比べてアモルファス形成能が高く、 40 _m以上の最大厚さ t_maxを有している。更に、実施例 1〜1 4のアモルファス合金組成物は、保磁力 H cも 9 A/m以下と非常に低い値を有している。

[0036] ここで、表 1に掲げられた組成のうち、実施例 1〜1 1、比較例 1、 2にかかるものは、 F e_aB_bS i _cP_xC u_yにおいて、 F eの含有量である aの値を 70原子％から 78. 9原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 1から 1 1の場合は、 B s≥ 1. 30丁、 t_max≥40;Um、 H c≤ 9 A/mのすベての条件を満たしており、この場合の 73≤ aの範囲が本発明におけるパラメ一タ aの条件範囲となる。また実施例 2〜1 1のように F e の含有量は飽和磁束密度 B sに大きな影響を及ぼすものであり、 1. 50 T 以上の飽和磁束密度 B sを得るためには F e含有量を 75 a t %以上にすることが好ましい。 a = 70、 7 1である比較例 1、 2の場合は、磁性元素である F eの含有量が少なく、飽和磁束密度 B sが 1. 30 T未満であり、保磁力 H cも 9 A/mを超える。また比較例 1の場合はアモルファス形成能が低下し、最大厚さ t_maxが 40;Um未満となり、この点においても、上掲の条件を満たしていない。

[0037] 表 1に掲げられた組成のうち、実施例 3、 5, 1 2, 1 3、比較例 3にかかるものは、 F e_aB_bS i _cP_xC u_yにおいて、 Bの含有量である bの値を 1 0原子％から 24原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 3 、 5、 1 2、 1 3の場合は、 B s≥ 1. 30丁、 t _max≥ 40 m H c≤ 9 A/mのすベての条件を満たしており、この場合の b≤22の範囲が本発明におけるパラメータ bの条件範囲となる。 b = 24である比較例 3の場合は、アモルファス形成能が低下し、最大厚さ t_maxが 4 未満となり、保磁力 H cも 9 A/mを超える。

[0038] 表 1に掲げられた組成のうち、実施例 1 0〜1 4、比較例 4にかかるものは、 F e_aB_bS i _cP_xC u_yにおいて、 Bと S iの含有量の和である b + cの値を 1 6原子％から 25. 75原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 1 0〜 1 4の場合は、 B s≥ 1. 30丁、 t_max≥40 m H e ≤ 9 A/mのすベての条件を満たしており、この場合の b + c≤24. 75 の範囲が本発明におけるパラメータ b + cの条件範囲となる。 b + c = 25 . 75である比較例 4の場合は、アモルファス形成能が低下し、最大厚さ t _m _{a x}が 40 U m未満であり、保磁力 H cも 9 A/mを超える。

[0039] (実施例 1 5〜 42、比較例 6〜 1 4 )

F e、 S i、 B、 F e 7₅P₂₅、 C uの原料をそれぞれ下記の表 2に記載の本発明の実施例 1 5〜 42及び比較例 6〜 1 4の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約 3mm、長さ約 5mの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面を X線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さ t _{ma x}を測定した。また、それぞれの試料について 3 O mの薄帯も形成し、同様にして、 X線回折法で評価することにより、アモルファス相であるか結晶相であるかの判定もした。加えて、作製した薄帯について飽和磁束密度 B sも測定した。但し、最大厚さ t _{ma x}が 2 O m未満でアモルファス単相の薄帯ができない試料については、アモルファスの特性を反映しないため、 VS Mによる測定は行わない。本発明の実施例 1 5〜42、及び比較例 6〜1 4 の組成におけるアモルファス合金組成物薄帯の飽和磁束密度 B s、最大厚さ t _{ma x}、薄帯幅及び 3 O m薄帯の X線回折の測定結果をそれぞれ表 2に示す

[0040]

ほ 2]

表 2に示されるように、実施例 1 5〜4 2のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度 B sが 1 . 5 5 Τ以上であり、比較例 5よりも大きく、薄帯の量産が実用上可能な 3 O m以上の最大厚さ t _maxを有している。

[0042] ここで、表 2に掲げられた組成のうち、実施例 1 5〜42、比較例 1 3、

1 4にかかるものは、 F e _a B_bS i _cP_xC u _yにおいて、 F eの含有量である aの値を 79原子％から 86原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 1 5から 42の場合は、 B s≥ 1. 55丁、 t _{ma x}≥30 ;Umの条件を満たす。よって、この場合の a≤ 85の範囲が本発明におけるパラメータ aの条件範囲となり、表 1の実施例 1〜 1 4、比較例 1〜 5の結果とあわせて 73≤ a≤85の範囲が本発明におけるパラメータ aの条件範囲となる。「 6元素が85. 9、 86 a t %である比較例 1 3、 1 4の場合は「 6含有量が過剰であるためアモルファスは形成されない。

[0043] 表 2に掲げられた組成のうち、実施例 38、 39、比較例 1 3にかかるものは、 F e _a B_bS i _cP_xC u _yにおいて、 Bの含有量である bの値を 9原子％から 1 0原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 38、 39 の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、 B s ≥ 1. 55丁、 t _{ma x}≥ 30 mの条件を満たす。よって、この場合の b≥9 . 65の範囲が本発明におけるパラメータ bの条件範囲となり、表 1の実施例 1〜 1 4、比較例 1〜 5の結果とあわせて 9. 65≤ b≤22の範囲が本発明におけるパラメータ aの条件範囲となる。 b = 9である比較例 1 3の場合、アモルファスは形成されない。

[0044] 表 2に掲げられた組成のうち、実施例 1 5、 38〜42、比較例 1 3にかかるものは、 F e _a B_bS i _cP_xC u _yにおいて、 Bと S iの含有量の和である + _£;の値を9原子％から20原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 1 5、 38〜42の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、 B s≥ 1. 55丁、 t _{ma x}≥ 30 mの条件を満たす。よって、この場合の b + c≥9. 65の範囲が本発明におけるパラメ一タ b + cの条件範囲となり、表 1の実施例 1〜 1 4、比較例 1〜 5の結果とあわせて 9. 65≤ b + c≤24. 75の範囲が本発明におけるパラメ一タ b + cの条件範囲となる。 b + c = 9である比較例 1 3の場合、アモルファスは形成されない。

[0045] 表 2に掲げられた組成のうち、実施例 30〜 34、比較例 1 0〜 1 2に力、かるものは、 F e _a B_bS i _c P _xC u _yにおいて、 Pの含有量である xの値を 0 原子％から 7原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 30〜 34の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、 B s≥ 1 . 55丁、 t _{ma x}≥ 30 mの条件を満たす。よって、この場合の 0 . 2 5≤ x ≤ 5の範囲が本発明におけるパラメータ Xの条件範囲となる。 X = 0、 7である比較例 1 0〜1 2の場合、アモルファスは形成されない。

[0046] 表 2に掲げられた組成のうち、実施例 2 "！〜 27、比較例 8にかかるものは、 F e _a B_bS i _c P _xC u _yにおいて、 C uの含有量である yの値を 0原子％から 0. 5原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 2 1〜2 7の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、 B s≥ 1 . 55丁、 t _{ma x}≥ 30 mの条件を満たす。よって、この場合の 0≤ X≤ 0. 3 5の範囲が本発明におけるパラメータ Xの条件範囲となる。更に、実施例 2 2、 2 3から理解されるように、 C uの含有量が微量でもァモルファス形成能に非常に効果があり、 0. 0 1 a t %以上が好ましく、また 0 . 02 5 a t %以上が更に好ましい。 y = 0. 5である比較例 8の場合、ァモルファスは形成されない。

[0047] 表 2に掲げられた組成のうち、実施例 2 1、 2 8、 2 9、比較例 9にかかるものは、 F e _a B_bS i _c P _xC u _yにおいて、 C uと Pの比である y/x値を 0から 0. 6 7まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 2 1、 2 8 、 2 9の場合は、上述した特定の組成に含まれる組成を有していることから、 B s≥ 1 . 55丁、 t _{ma x}≥ 30 mの条件を満たす。よって、この場合の 0≤ X≤ 0. 5の範囲が本発明におけるパラメータ Xの条件範囲となる。 y /x = 0. 6 7である比較例 9の場合、アモルファスは形成されない。

[0048] (実施例 43〜 49、比較例 1 5、 1 6)

F e、 S i、 B、 F e ₇₅ P₂₅ C uの原料をそれぞれ下記の表 3に記載した本発明の実施例 43〜 49及び比較例 1 5、 1 6の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約 30;Um、幅約 3mm、長さ約 5 mの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面を X線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さ t_maxを測定した。また、作製した薄帯について飽和磁束密度 B sも測定した。本発明の実施例 43〜49、比較例 1 5、 1 6の組成におけるァモルファス合金組成物薄帯の X線回折、飽和磁束密度 B s、薄帯の厚さ及び密着曲げの評価結果をそれぞれ表 3に示す。

[0049] [表 3]

[0050] 表 3に示されるように、実施例 43〜49のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度 B sが 1. 30 Τ以上であって、薄帯の量産が実用上可能な 3 O m以上の最大厚さ t_maxを有している。また比較例 1 5、 1 6は、最大厚さ t_maxが 3 O m以上であるものの、飽和磁束密度 B sが 1. 30 未満である。実施例 43〜49、比較例 1 5、 1 6について密着曲げを評価すると、実施例 43及び比較例 1 5、 1 6で密着曲げができず脆化することから、 Bと S iの含有量の和である b + cは 1 0 a t %以上、 22 a t %以下、また S i元素は 0. 35 a t %以上、 1 2 a t %以下が好ましい。

[0051 ] (実施例 50〜 52、比較例 1 7〜 20 )

F e、 S i、 B、 F eフ ₅P₂₅、 C u、 N b、 A l、 G a、 F e _8OC₂₀の原料をそれぞれ下記の表 4に記載の本発明の実施例 50〜 52及び比較例 1 7 〜 20の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅錶型錶造法にて直径 1〜 3 mmの円柱状の穴を持つ銅錶型に錶込み、種々の直径で長さ約 1 5 mmの棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面を X線回折法にて評価することにより、それぞれの棒状試料について最大直径 d_maxを測定した。加えて、完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、 DSCによりガラス遷移温度 T g、結晶化温度 T Xの測定から過冷却液体領域 ΔΤ Xを算出する一方、 VSMにより飽和磁束密度 B sを測定した。ただし 1 mm以上のアモルファス単相の棒状の試料が作製できない合金については厚さ 2 O mの薄帯にて飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 50〜52及び比較例 1 7〜20の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B s、過冷却液体領域 Δ T X及び最大直径 d _{ma x}の測定結果をそれぞれ表 4に示す。

[0052] [表 4]

[0053] 表 4に示されるように、実施例 50〜 52のアモルファス合金組成物は、いずれも 1. 30 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、且つ、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有し、更には、 1 mm以上の外径を有している。これに対して比較例 1 7は過冷却液体領域 ΔΤ Xを有せず最大直径 d_maxが 1 mm未満である。また、比較例 1 8〜20は従来から知られている代表的な金属ガラス合金であり、過冷却液体領域 ΔΤ Xを有し、アモルファス単相の得られる棒状試料の直径が 1 m mを超えているものの、 F e含有量が少なく、飽和磁束密度 B sが 1 . 3 0未満である。

[0054] (実施例 5 3〜 6 2、比較例 2 1〜 2 3 )

F e、 C o、 N i、 S i、 B、 F e _{7 5} P _{2 5} C u、 N bの原料をそれぞれ下記の表 5に記載の本発明の実施例 5 3〜 6 2及び比較例 2 1〜 2 3の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅錶型錶造法にて直径 1 m m、長さ 1 5 m mの円柱状の穴を持つ銅錶型に錶込み、棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面を X線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。また完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、 D S Cによりガラス遷移温度 T g、結晶化温度 T Xの測定から過冷却液体領域 Δ Τ Xを算出する一方、 V S Mにより飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 5 3〜 6 2及び比較例 2 1〜2 3の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B s、過冷却液体領域 Δ T X及び直径 1 m mの棒状試料の断面の X線回折の測定結果をそれぞれ表 5に示す。

[0055] [表 5]

合金組成 Bs ΔΤχ 棒材断面の

(at%) (T) (。C) X線回折結果実施例 53 Fe/eSigBioPs 1.51 52 アモルファス相実施例 54 Fe66CoioSigBioP5 1.40 52 アモルファス相実施例 55 Fe56C02oSigBloP5 1.35 44 アモルファス相実施例 56 F656 02oSigbioP4 9CU0 1 1.34 44 アモルファス相実施例 57 Fe46Co3oSigBioP5 1.31 37 アモルファス相比較例 21 Fe36Co4oSigBioP5 1.28 43 アモルファス相実施例 58 Fe46Ni₃₀Si₉B₁₀P₅ 1.30 53 アモルファス相比較例 22 Fe36Ni4oSi₉Bi oP5 1.18 39 アモルファス相実施例 59 FeseCoioNiioSigBioPs 1.34 54 アモルファス相実施例 60 Fe56COioNiioSigBioP4 9CU0 1 1.34 55 アモルファス相実施例 61 Fe46Coi₅Ni₁₅Si₉B₁₀P₅ 1.30 42 アモルファス相実施例 62 Fe46Co₂₀Ni₁₀Si₉B₁₀P₅ 1.35 41 アモルファス相比較例 23 Fe₃₆Co₂₀Ni₂₀Si₉B₁₀P5 1.21 36 アモルファス相 [0056] 表 5に示されるように、実施例 53〜62のアモルファス合金組成物は、いずれも 1. 30 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、且つ、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域 ΔΤ Xを有し、更に、 1 mm以上の最大直径 d_maxを有している。

[0057] 表 5に掲げられた組成のうち、実施例 53〜57、比較例 21にかかるものは、 F e元素を C o元素で 0 a t %から 40 a t %まで置換した場合に相当する。このうち実施例 53〜57の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 30丁、 d_max≥ 1 mmの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有している。 Co元素を 40 a t %含有している比較例 21は、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有し、 1 mm以上の最大直径 d_maxを有するものの、 C o元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度 B sは 1. 30 T未満である。

[0058] 表 5に掲げられた組成のうち、実施例 53、 58、比較例 22にかかるものは、 F e元素を N i元素で 0 a t %から 40 a t %まで置換した場合に相当する。このうち実施例 53、 58の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 30丁、 d_max≥ 1 mmの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有している。 N i元素を 40 a t %含有している比較例 22は、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有し、 1 mm以上の最大直径 d_maxを有するものの、 N i元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度 B sは 1. 30 T未満である。

[0059] 表 5に掲げられた組成のうち、実施例 59〜62、比較例 23にかかるものは、 F e元素を C o元素と N i元素で 0 a t %から 40 a t %まで複合的に置換した場合に相当する。このうち実施例 59〜62の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 30丁、 d_max≥ 1 mmの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有している。 Co元素と N i元素を合計で 40 a t %含有している比較例 23は、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有し、 1 mm以上の最大直径 d_maxを有しているものの、 N i元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度 B sは 1. 30 T未満である。

[0060] なお、上記の各実施例に対して C uを添加してなるアモルファス合金組成物について評価を詳細に行った結果、実施例 56、 58と同様に、いずれも 1 . 30 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、且つ、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域 Δ Τ χを有し、更には、 1 mm以上の最大直径 d _{m a x}を有していた

[0061 ] (実施例 6 3〜 6 6、比較例 24 )

F e、 S i、 B、 F e ₇₅ P₂₅ C u、 N b、 F e ₈₀ C ₂₀の原料をそれぞれ下記の表 6に記載の本発明の実施例 6 3〜 6 6及び比較例 24の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅錶型錶造法にて直径 1〜 4 mmの円柱状の穴を持つ銅錶型に錶込み、種々の直径で長さ約 1 5 mmの棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面を X線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。加えて、完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、 D S Cによりガラス遷移温度 T g、結晶化温度 T Xの測定から過冷却液体領域 Δ T X を算出する一方、 V SMにより飽和磁束密度 B sを測定した。ただし 1 mm 以上のアモルファス単相の棒状の試料が作製できない合金については厚さ 2 0 U mの薄帯にて飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 6 3〜 6 6 及び比較例 24の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B s 、過冷却液体領域 Δ Τ X及び最大直径 d _{m a x}の測定結果をそれぞれ表 6に示す

[0062] [表 6] 合金組成 Bs ΔΤχ dmax

(at%) (T) (。c) (mm)

実施例 63 r676SlgBioP5 1.51 52 2.5

実施例 64 re/eSigBgPsCi 1.50 46 2

実施例 65 re76SigB8P4.9し 2CU0.I 1.51 48 2

実施例 66 Fe₇₆Si₉B₈P₅C₂ 1.50 49 1.5

比較例 24 r676SigB6P5 4 1.43 ≤30 ≤1 [0063] 表 6に示されるように、実施例 63〜66のアモルファス合金組成物は、いずれも 1. 30 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、しかも 30 °C以上の明瞭な過冷却液体領域 ΔΤ Xを有し、更には、 1 mm以上の最大直径 d_{ma x}を有している。

[0064] 表 6に掲げられた組成のうち、実施例 63〜 66及び比較例 24にかかるものは、 C元素を 0 a t %から 4 a t %まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 63〜66の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 30丁、 d_max≥ 1 mmの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域 ΔΤ χを有している。 C元素を 4 a t %含有している比較例 24では過冷却液体領域 Δ T Xが狭くなり、最大直径 d _{m a x}は 1 m m未満となる。

[0065] (実施例 67〜 98、比較例 25 )

F e、し o、 S i、 B、 F eフ ₅P₂5、し u、 N b、 F e₈₀し ₂o、 V、 T ι 、 Mn、 S n、 Z n、 Y、 Z r、 H f 、 N b、 T a、 Mo、 W、 L a、 N d 、 Sm、 Gd、 D y、 MM (ミッシュメタル）の原料をそれぞれ下記の表 7 に記載の本発明の実施例 67〜 98及び比較例 25の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅錶型錶造法にて直径 1 〜 4 mmの円柱状の穴を持つ銅錶型に錶込み、種々の直径で長さ約 1 5mm の棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面を X線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。加えて、完全にアモルファス単相からなる棒状試料を用いて、 DSCによりガラス遷移温度 T g、結晶化温度 T Xの測定から過冷却液体領域 Δ T Xを算出する —方、 VSMにより飽和磁束密度 B sを測定した。ただし 1 mm以上のァモルファス単相の棒状の試料が作製できない合金については厚さ 20 mの薄帯にて飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 67〜 98及び比較例 25の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B s、過冷却液体領域 Δ T X及び最大直径 d _{ma x}の測定結果をそれぞれ表 7に示す。 [0066] [表 7]

表 7に示されるように、実施例 6 7〜9 8のアモルファス合金組成物は、いずれも 1 . 3 0 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、しかも 3 0 °C以上の明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有し、更には、 1 m m以上の外径を有している

[0068] 表 7に掲げられた組成のうち、実施例 6 7〜7 2及び比較例 2 5にかかるものは、 F e元素と置換可能な金属元素である N b元素について 0 a t %から 4 a t %まで変化させた場合に相当する。このうち実施例 67〜72の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 30丁、 d_max≥ 1 mmの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有している。 N b元素を 4 a t %含有している比較例 25は、 30 °C以上の明瞭な過冷却液体領域 ΔΤ χを有し、最大直径 d_maxが 1 mmであるものの、 N b元素の含有量が過剰であるため飽和磁束密度 B sは 1. 30 T未満である。

[0069] 表 7に掲げられた組成のうち、実施例 67〜98にかかるものは、 F e元素を金属元素である V、 T i、 Mn、 S n、 Z n、 Y、 Z r、 H f 、 N b、 T a、 Mo、 W、希土類元素で置換した場合に相当する。このうち実施例 6 7〜98の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 3 0丁、 d_max≥ 1 mmの条件を満たし、また明瞭な過冷却液体領域 ΔΤ Xを有している。

[0070] なお、上記の各実施例に対して C uを添加してなるアモルファス合金組成物について評価を詳細に行った結果、実施例 69、 70、 83、 89、 92 、 94、 96と同様に、いずれも 1. 30 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、且つ、 30°C以上の明瞭な過冷却液体領域△ T Xを有し、更には、 1 mm 以上の最大直径 d _{ma x}を有していた。

[0071 ] (実施例 99〜 1 06、比較例 26〜 29 )

工業的にはより幅の広い連続薄帯が有用となるので、さらに幅広の試料を作製した。一般に薄帯の幅が広くなると液急冷速度が減少するため最大厚さ t _maxは小さくなる。 F e、 S i、 B、卜 eフ 5 P₂₅、 c C₂₀、 N bの原料を表 8に記載の本発明の実施例 99〜 1 06及び比較例 26〜 29 の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r 雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて種々の厚さを持つ幅約 5〜 1 Omm、長さ 5mの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面を X線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さ t _maxを測定した。また完全にアモルファス単相からなる薄帯を用いて、 VSMにより飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 99〜1 06及び比較例 26〜29の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B s、最大厚さ t_max、薄帯幅の測定結果をそれぞれ表 8 に示す。

[0072] [表 8]

[0073] 表 8に示されるように、本発明の実施例 99〜 1 06のアモルファス合金組成物は、いずれも飽和磁束密度 B sが 1. 3 O T以上であって、 F e、 S i、 B元素からなる従来のアモルファス組成物である比較例 26、 27と比ベアモルファス形成能が高く、 3 O m以上の最大厚さ t_maxを有している。

[0074] 表 8に掲げられた組成のうち、実施例 99、 1 01、 1 03、 1 05、比較例 26、 28にかかるものは、約 5 mm幅の薄帯であり、また実施例 1 0 0、 1 02、 1 04、 1 06、比較例 27、 29にかかるものは、約 1 0 m m幅の薄帯である。このうち実施例 99〜1 06の場合は、上述した組成に含まれるものであるため、 B s≥ 1. 30丁、 t _max≥ 30 mの条件を満たす。これに対し比較例 26、 27では、飽和磁束密度 B sは高いものの最大厚さ t_maxが 3 O m未満であり、比較例 28、 29では最大厚さ t _maxは高いものの飽和磁束密度 B sが 1. 30 T未満である。 [0075] (実施例 1 07、 1 08、比較例 30〜 32 )

Γ Θ、 & I、 B、「 eフ 5 Ρ 25、し u、 F e 8 o C₂₀、 N b、 A I、 G aの原料を表 9に記載の本発明の実施例 1 07及び 1 08並びに比較例 30〜 32 の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r 雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を用いて通常、厚板の作製に用いられる双ロール急冷装置を用い、幅 5mm、厚さ 0. 5mmの板状試料を作製した。これら板状試料の断面を X線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。また完全にアモルファス単相からなる板状試料を用いて、 VSMにより飽和磁束密度 B sを測定した。ただしアモルファス単相の板状の試料が作製できない合金については厚さ 20 mの薄帯にて飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 1 07及び 1 08並びに比較例 30〜 32の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B sと板状試料の断面の X線回折の測定結果をそれぞれ表 9に示す。

[0076] [表 9]

[0077] 表 9に示されるように、実施例 1 07及び 1 08のアモルファス合金組成物は、いずれも 1. 30 Τ以上の飽和磁束密度 B sを有し、しかも 0. 5m m以上の厚さを有するものである。これに対して比較例 30では、飽和磁束密度 B sは高いもののアモルファス形成能が低いため 0. 5mm厚のァモルファス単相の板状の試料を作製することはできない。また、比較例 3 1、 3 2は従来から知られている代表的な金属ガラス合金であり、過冷却液体領域 △ T xを有し、 0. 5mm厚のアモルファス単相の板状の試料を得ることができるものの e含有量が少なく飽和磁束密度 B s力" 30未満である

[0078] (実施例 1 09、 1 1 0、比較例 33〜 35 )

F e、 S i、 B、 F eフ ₅P₂₅、 C u、 F e ₈₀C₂₀、 N b、 A l、 G aの原料を表 1 0に記載の本発明の実施例 1 09及び 1 1 0並びに比較例 33〜 3 5の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバ一内に配置して真空引きを行い、その後減圧 A r雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を用いて図 7に示すような外形 2 mmの板の中心に外形 1 mm、長さ 5 mm の棒が垂直に配置されてなる形状を有するように一体に形成された試料と、図 8に示すような外径 1 Omm、内径 6mm、厚さ 1 m mのリング形状の試料を銅錶型錶造法にて作製した。これらの試料については、それぞれをメノゥ乳鉢で粉砕した粉末を X線回折法にて評価することにより、アモルファス単相であるか結晶相であるかの判断をした。また完全にアモルファス単相からなる図 8形状の試料を用いて、 VSMにより飽和磁束密度 B sを測定した。ただしアモルファス単相の試料が作製できない合金については厚さ 20 mの薄帯にて飽和磁束密度 B sを測定した。本発明の実施例 1 09及び 1 1 0並びに比較例 33〜35の組成におけるアモルファス合金組成物の飽和磁束密度 B sと図 7、 8に示す形状の試料の X線回折の測定結果をそれぞれ表 1 0に示す。

[0079] [表 10]

[0080] 表 1 0に示されるように、実施例 1 09、 1 1 0のアモルファス合金組成物は、いずれも 1. 30 T以上の飽和磁束密度 B sを有し、しかも図 7、 8 に示される形状のいずれの場合であっても、アモルファス単相の試料を作製することのできるものである。これに対して比較例 3 3では、飽和磁束密度 B sは高いもののアモルファス形成能が低いため図 7、 8形状ともに X線回折結果は結晶相となっている。また、比較例 3 4、 3 5では、飽和磁束密度が B sが 1 . 3 0未満であり、更には、比較例 3 4では図 7に示される形状の場合における X線回折結果が結晶相となっている。

Claims

請求の範囲

[1] アモルファス合金組成物 F e _a B_bS i _c P _xC u _yであって、 7 3≤ a≤ 8 5 a t %、 9. 6 5≤ b≤ 2 2 a t %、 9. 6 5≤ b + c≤ 24. 7 5 a t % 、 0. 2 5≤ x≤ 5 a t %、 0≤ y≤ 0. 3 5 a t %、及び 0≤ y/x≤ 0 . 5であるアモルファス合金組成物。

[2] 請求項 1記載のアモルファス合金組成物であって、 Bの 2 a t %以下を C で置換してなるアモルファス合金組成物。

[3] 請求項 1又は請求項 2記載のアモルファス合金組成物であって、 F eの 3 0 a セ％以下を〇0及び iからなる群から選択された一以上の元素で置換してなるアモルファス合金組成物。

[4] 請求項 1乃至請求項 3のいずれか一つに記載のアモルファス合金組成物であって、 F eの 3 a t %以下を、 V、 T i、 M n、 S n、 Z n、 Y、 Z r、 H f 、 N b、 T a、 M o及び W、並びに希土類元素からなる群から選択された一以上の元素で置換してなるアモルファス合金組成物。

[5] 請求項 1乃至請求項 4のいずれか一つに記載のアモルファス合金組成物であって、厚さが 30 U m以上 300 U m以下の薄帯形状を有するァモルファス合金組成物。

[6] 請求項 1乃至請求項 4のいずれか一つに記載のアモルファス合金組成物であって、厚さ 0. 5 mm以上の板状又は外形 1 mm以上の棒状の形状を有するアモルファス合金組成物。

[7] 請求項 1乃至請求項 4のいずれか一つに記載のアモルファス合金組成物であって、厚さ 1 mm以上の板状又は棒状の部位を一部に有する所定形状のァモルファス合金組成物。