JPH11131199A

JPH11131199A - 軟磁性金属ガラス合金

Info

Publication number: JPH11131199A
Application number: JP10011798A
Authority: JP
Inventors: Akihisa Inoue; 明久井上; Tou Chiyou; 濤張
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1997-01-23
Filing date: 1998-01-23
Publication date: 1999-05-18

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は、過冷却液体領域の温度間隔が極め
て広く、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製造できる可能性
を有する軟磁性金属ガラス合金を提供することを目的と
する。【解決手段】本発明は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１
種又は２種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上の
元素とＢを含み、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
される過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上で
あることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、軟磁性を有する金
属ガラス合金に関するもので、優れた軟磁気特性を有す
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、
結晶化の前の過冷却液体領域の状態においてある広い温
度領域を有し、これらは、金属ガラス合金（glassy all
oy）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
状のアモルファス合金となることも知られている。従
来、アモルファス合金の薄帯と言えば、１９６０年代に
おいて最初に製造されたＦｅ-Ｐ-Ｃ系のアモルファス合
金、１９７０年代において製造された（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎ
ｉ）-Ｐ-Ｂ系、（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｓｉ-Ｂ系合金、１
９８０年代において製造された（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｍ
（Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ）系合金、（Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉ）-Ｍ
（Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ）-Ｂ系合金が知られているが、これ
らは、いずれも、１０⁵Ｋ／ｓレベルの冷却速度で急冷
して製造する必要があり、製造されたものの厚さは５０
μｍ以下の薄帯であった。また、金属ガラス合金では、
厚さ数ｍｍのものが得られ、このような種類の金属ガラ
ス合金として、１９８８年〜１９９１年にかけて、Ｌｎ
-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-ＴＭ（ただ
し、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示す。）系等
の組成のものが発見されている。

【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。

【０００４】ここで各種の組成の合金において、過冷却
液体領域状態を示すとしても、これらの過冷却液体領域
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、前記の
通りの広い過冷却液体領域の温度領域を持ち、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】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、過冷却液体領域の温度間隔が極めて広く、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製造できる可能性を有する軟磁性
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】本発明に係る軟磁性金属
ガラス合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種
以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元
素とＢを含み、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
れる過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であ
ることを特徴とする。本発明において、前記組成に対し
てＺｒを必ず含み、ΔＴxが２５Ｋ以上であることを特
徴とするものでも良い。また、ΔＴxが６０Ｋ以上であ
り、下記の組成式で表されることを特徴とするものでも
良い。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y但し、
０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x≦２
０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％であり、ＭはＺ
ｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのう
ちの１種又は２種以上からなる元素である。更に、本発
明は、前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_yなる
組成式において０.０４２≦ａ≦０.２９、０.０４２≦
ｂ≦０.４３の関係にされてなることを特徴とするもの
でも良い。

【０００７】次に本発明において、ΔＴxが６０Ｋ以上
であり、下記の組成式で表されることを特徴とするもの
でも良い。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦１５原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％であり、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以
上からなる元素、Ｔは、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉ
ｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は
２種以上の元素である。また、本発明は、前記（Ｆｅ
_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_zなる組成式にお
いて０.０４２≦ａ≦０.２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３
の関係にされてなるものでも良い。次に、前記元素Ｍが
（Ｍ'_1-cＭ''_c）で表され、Ｍ'はＺｒまたはＨｆのうち
の１種または２種、Ｍ''はＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種または２種以上からなる元素
であり、０≦ｃ≦０.６であることを特徴とするもので
も良い。更に、前記組成においてｃが０.２≦ｃ≦０.４
の範囲であることを特徴とするものでも良く、前記ｃが
０≦ｃ≦０.２の範囲であることを特徴としても良い。
更に本発明において、０.０４２≦ａ≦０.２５、０.０
４２≦ｂ≦０.１であることを特徴としても良い。本発
明において、軟磁性金属ガラス合金に４２７〜６２７℃
で熱処理が施されてなることを特徴とするものでも良
い。更に、前記組成において元素Ｂの５０％以下をＣで
置換しても良い。

【０００８】

【発明の実施の形態】以下、図面を参照して本発明の実
施の形態について説明する。本発明に係る軟磁性金属ガ
ラス合金の１つは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は
２種以上を主成分とし、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種または２種
以上と、Ｂを所定量添加した成分系で実現される。本発
明に係る軟磁性金属ガラス合金の１つは、一般式におい
ては、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y で表記することができ、この一般式において、０≦ａ≦
０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x≦２０原子
％、１０原子％≦y≦２２原子％なる関係が好ましく、
ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの
１種又は２種以上からなる元素である。更に前記の成分
系において、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
過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であるこ
とを必要とする。前記の組成系において、Ｚｒを必ず含
み、ΔＴxが２５Ｋ以上であることが好ましい。また、
前記の組成系においてΔＴxが６０Ｋ以上であることが
より好ましい。更に前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）
_100-x-yＭ_xＢ_yなる組成式において０.０４２≦ａ≦０.
２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなること
が好ましい。

【０００９】次に本発明に係る他の軟磁性金属ガラス合
金は、一般式においては、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）
_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_zで表記され、この一般式において、
０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x≦２
０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％≦z≦
５原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、
Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる
元素、ＴはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元
素である。また、本発明は、前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ
_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_zなる組成式において０.０４２≦
ａ≦０.２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされて
なるものでも良い。

【００１０】次に、前記元素Ｍが（Ｍ'_1-cＭ''_c）で表
され、Ｍ'はＺｒまたはＨｆのうちの１種または２種、
Ｍ''はＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの
１種または２種以上からなる元素であり、０≦ｃ≦０.
６であることを特徴とするものでも良い。更に、前記組
成においてｃが０.２≦ｃ≦０.４の範囲であることを特
徴とするものでも良く、前記ｃが０≦ｃ≦０.２の範囲
であることを特徴としても良い。更に本発明において、
０.０４２≦ａ≦０.２５、０.０４２≦ｂ≦０.１である
ことを特徴としても良い。本発明において、軟磁性金属
ガラス合金に４２７℃（７００Ｋ）〜６２７℃（９００
Ｋ）で熱処理が施されてなることを特徴とするものでも
良い。この範囲の温度で熱処理がなされたものは、高い
透磁率を示す。なお、加熱後の冷却時に急冷すると、結
晶相が析出してアモルファス化できないので、熱処理後
の冷却速度はできるだけ遅いものとする必要があり、加
熱後に徐冷するか焼き鈍しするなどの処理が好ましい。
また、前記の組成において原子Ｂの５０％以下をＣで置
換しても良い。

【００１１】「組成限定理由」本発明組成系において主
成分であるＦｅとＣｏとＮｉは、磁性を担う元素であ
り、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために
重要である。また、Ｆｅを多く含む成分系においてΔＴ
xが大きくなり易く、Ｆｅを多く含む成分系においてＣ
ｏ含有量とＮｉ含有量を適正な値とすることで、ΔＴx
の値を６０Ｋ以上にすることができる。具体的には、５
０Ｋ〜６０ＫのΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組
成比を示すａの値を０≦ａ≦０.２９、Ｎｉの組成比を
示すｂの値を０≦ｂ≦０.４３の範囲、６０Ｋ以上のΔ
Ｔxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比を示すａの値
を０.０４２≦ａ≦０.２９、Ｎｉの組成比を示すｂの値
を０.０４２≦ｂ≦０.４３の範囲とすることが好まし
い。また、前記の範囲内において、良好な軟磁気特性を
得るためには、Ｃｏの組成比を示すａの値を０.０４２
≦ａ≦０.２５の範囲とすることが好ましく、高い飽和
磁束密度を得るためには、Ｎｉの組成比を示すｂの値を
０.０４２≦ｂ≦０.１の範囲とすることがより好まし
い。

【００１２】ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上からなる元
素である。これらはアモルファスを生成させるために有
効な元素であり、５原子％以上、２０原子％以下の範囲
であると良い。更に、高い磁気特性を得るためには、よ
り好ましくは５原子％以上、１５原子％以下にすると良
い。これら元素Ｍのうち、特にＺｒまたはＨｆが有効で
ある。ＺｒまたはＨｆは、その一部をＮｂ等の元素と置
換することができるが、置換する場合の組成比ｃは、０
≦ｃ≦０.６の範囲であると、高いΔＴxを得ることが
できるが、特にΔＴxを８０以上とするには０.２≦ ｃ
≦０.４の範囲が好ましい。

【００１３】Ｂは、高いアモルファス形成能があり、本
発明では１０原子％以上、２２原子％以下の範囲で添加
する。この範囲を外れると、Ｂが１０原子％未満である
と、ΔＴxが消滅するために好ましくなく、２２原子％
よりも大きくなるとアモルファスが形成できなくなるた
めに好ましくない。より高いアモルファス形成能と良好
な磁気特性を得るためには、１６原子％以上、２０原子
％以下とすることがより好ましい。

【００１４】前記の組成系に更に、Ｔで示される、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素を添加する
こともできる。本発明ではこれらの元素を０原子％以
上、５原子％以下の範囲で添加することができる。これ
らの元素は主に耐食性を向上させる目的で添加するもの
で、この範囲を外れると、軟磁気特性が低下する。ま
た、この範囲を外れるとアモルファス形成能が劣化する
ために好ましくない。

【００１５】前記組成系の軟磁性金属ガラス合金材を製
造するには、例えば、各成分の元素単体粉末を用意し、
前記組成範囲になるようにこれらの元素単体粉末を混合
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所定組成
の合金溶湯を得る。次にこの合金溶湯を単ロール法を用
いて急冷することで、軟磁性金属ガラス合金材を得るこ
とができる。単ロール法とは、回転している金属ロール
に溶湯を吹き付けて急冷し、溶湯を冷却した薄帯状の金
属ガラスを得る方法である。

【００１６】

【実施例】ＦｅとＣｏとＮｉとＺｒの単体純金属と純ボ
ロン結晶をＡｒガス雰囲気中において混合しアーク溶解
して母合金を製造した。次に、この母合金をルツボで溶
解し、アルゴンガス雰囲気中において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０.３９×１０⁵Ｐａで吹き出して急冷する
単ロール法を実施することにより、幅０.４〜１ｍｍ、
厚さ１３〜２２μｍの金属ガラス合金薄帯の試料を製造
した。得られた試料は、Ｘ線回折と示差走査熱量測定
（ＤＳＣ）により分析し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）に
より観察し、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）にて室温〜キ
ュリー温度の温度範囲において透磁率を測定し、Ｂ-Ｈ
ループを得るとともに、１ｋＨｚにおける透磁率を測定
した。

【００１７】図１は、各々Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ
₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎ
ｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成
の金属ガラス合金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す。これら
のいずれの試料においても、温度を上昇させてゆくこと
で広い過冷却液体領域（過冷却ゾーン）が存在すること
を確認でき、その過冷却液体領域を超えて加熱すること
で結晶化することが明らかになった。過冷却液体領域の
温度間隔ΔＴxは、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgの式で表されるが、
図１に示すＴx−Ｔgの値はいずれの試料でも６０Ｋを超
え、６４〜６８Ｋの範囲になっている。過冷却液体領域
を示す実質的な平衡状態は、発熱ピークによる結晶化を
示す温度より少し低い５９６℃（８６９Ｋ）〜６３２℃
（９０５Ｋ）の広い範囲で得られた。

【００１８】図２は（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ
₂₀なる組成系におけるＴgの値に対するＦｅとＣｏとＮ
ｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成図、図３は
同組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦ
ｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組
成図、図４は同組成系における飽和磁化（Ｉｓ）の値に
対するＦｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示
す三角組成図、第５図は同組成系における保磁力（Ｈ
ｃ）の値に対するＦｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含有量
依存性を示す三角組成図、第６図は同組成系における透
磁率（μｅ）および飽和磁歪（λｓ）の値に対するＦｅ
とＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成
図である。図３に示す結果から明らかなように、（Ｆｅ
_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組成系の全ての範囲
においてΔＴxの値は２５Ｋを超えている。また、図２
からわかるようにＴgの値に関し、Ｃｏを７原子％程度
から５０原子％程度の範囲で増加させることでＴgが単
調に増加することも明らかになった。一方、ΔＴxに関
し、図３に示すようにＦｅを多く含む組成系において大
きな値になっていることがわかり、ΔＴxを６０Ｋ以上
にするには、Ｃｏ含有量を３原子％以上、２０原子％以
下、Ｎｉ含有量を３原子％以上、３０原子％以下にする
ことが好ましいことがわかる。

【００１９】なお、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ
₂₀なる組成式においてＣｏ含有量を３原子％以上にする
には、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）を７０原子％とするの
で、Ｃｏの組成比ａが０.０４２以上、Ｃｏ含有量を２
０原子％以下にするには、Ｃｏの組成比ａが０.２９以
下となる。また、同様にＮｉ含有量を３原子％以上にす
るにはＮｉの組成比ｂが０.０４２以上、３０原子％以
下にするには、Ｎｉの組成比ｂが０.４３以下となる。
また、図４、図５、図６と図３を比較すればわかるよう
に、ΔＴxの高い領域において、飽和磁化（Ｉｓ）、保
磁力（Ｈｃ）、透磁率（μｅ）および飽和磁歪（λｓ）
ともに概ね良好となることがわかる。

【００２０】図７は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる
組成の金属ガラス合金試料に対して６６０℃（９３３
Ｋ）で１０分間アニールした後にＸ線回折分析を行った
結果を示す。なお、６６０℃のアニール温度は図１に示
すＸ＝７の試料が発熱ピークを示した温度より若干高い
温度であり、この温度で熱処理することで結晶化できる
ものと思われる温度である。得られた回折パターンには
α-ＦｅとＦｅ₃ＢとＦｅ₂Ｚｒの回折ピークがそれぞれ
認められ、３種類の結晶相が析出し結晶化していること
が明らかになった。

【００２１】図８は、単ロール法により製造する際の急
冷状態のままのＦｅ_63-xＣｏ_xＮｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀（x＝３,
７,１４,１７原子％）なる組成の試料のＢ-Ｈループを
求めたものである。飽和磁束密度Ｂｓは、Ｃｏ含有量に
依存することなく０.９１〜０.９６Ｔ（テスラ）の範囲
になった。保磁力Ｈcは、３〜１７原子％のＣｏ含有量
に比例して２.７〜１０Ａ／ｍに増加した。角形比は、
０.３２〜０.４５の範囲であり、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ
₁₀Ｂ₂₀なる組成の試料のキュリー温度Ｔcは２９４℃
（５６７Ｋ）であった。また、これらの軟磁気特性か
ら、熱処理は、ガラス遷移温度Ｔg（＝５４０.７℃、８
１３.７Ｋ）よりも６０℃低い温度４８０.７℃で行うこ
とが好ましいと思われる。

【００２２】この温度で１０分間アニールされた後のＦ
ｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の試料の飽和磁束密
度Ｂｓは０.９６Ｔ、保磁力Ｈcは２.４１Ａ／ｍ、角形
比Ｂr／Ｂsは０.４〜０.６であった。更に、Ｆｅ₅₆Ｃｏ
₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の試料においては、１ｋＨｚ
における透磁率μeは、製造時の急冷状態のままの試料
で５１００、アニール処理後の試料で１７７００であっ
た。この結果から、Ｆｅ基の組成系においては、熱処理
を施した方が良好な軟磁気特性を得られることがわか
る。

【００２３】以下に、Ｆｅ₆₄Ｃｏ₃Ｎｉ₃Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆ
ｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ
₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇
Ｚｒ ₁₀Ｂ₂₀なる各組成の試料の急冷状態のまま（製造時
の急冷状態）とアニール温度を４２７℃（７００Ｋ）と
した場合、４７７℃（７５０Ｋ）、５２７℃（８００
Ｋ）の温度とした場合の各々の飽和磁束密度（Ｂs）と
保磁力（Ｈc）と１ｋＨｚの透磁率（μe）の測定結果を
示す。

【００２４】 ○Ｆｅ₆₄Ｃｏ₃Ｎｉ₃Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀試料急冷のまま４２７℃アニール４７７℃アニール５２７℃アニールＢs ０.９１０.８８０.９１０.９２Ｈc ３.４２.９２.６２.０ μe ４６６６９６３９１２６３５１１８８２ ○Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀試料急冷のまま４２７℃アニール４７７℃アニール５２７℃アニールＢs ０.９２０.９３０.９２０.９３Ｈc ２.７２.１２.２１.７ μe ４１７３９５５２１１７０２１０８９６ ○Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀試料急冷のまま４２７℃アニール４７７℃アニール５２７℃アニールＢs ０.９５０.９５０.９６０.９４Ｈc ６.１２.８８２.４１３.０６ μe ５１００１４２６０１７６５９８１２１ ○Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀試料急冷のまま４２７℃アニール４７７℃アニール５２７℃アニールＢs ０.９４０.９３０.９３０.９３Ｈc ９.９３.７３.３７５.５２６ ○Ｆｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀試料急冷のまま４２７℃アニール４７７℃アニール５２７℃アニールＢs ０.９６０.９５０.９５０.９６Ｈc １０.８３.２３.３６.４

【００２５】これらの測定結果から、軟磁気特性として
良好な値を得るためには、Ｃｏを３原子％以上、１７原
子％以下、即ち組成比ａを０.０４２以上、０.２５以下
とすることが好ましいことが明らかである。

【００２６】図９は、単ロール法により製造する際の急
冷状態のままのＦｅ_63-xＣｏ₇Ｎｉ_xＺｒ₁₀Ｂ₂₀（x＝７,
１４,２１,２８原子％）なる組成の試料のＢ-Ｈループ
を求めたものである。飽和磁束密度Ｂｓは、Ｎｉ含有量
に依存して低下する傾向が見られた。従って高い飽和磁
束密度を得るためにはＮｉ含有量を７原子％以下、換言
すると組成比ｂを０.１以下にすることが好ましいこと
がわかる。

【００２７】図１０は、先の実施例と同じ単ロール法に
より製造し、製造する際の急冷状態のままのＦｅ₅₆Ｃｏ
₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀（x＝０,２,４,６,８,１０原
子％）なる組成の試料のＸ線回折パターンを求めたもの
である。得られたパターンはいずれもアモルファスを示
す典型的なブロードパターンであり、いずれの組成の試
料においてもアモルファスであることが明らかである。
図１１は、図１０に示す各組成の試料のＤＳＣ曲線を求
めた結果を示す。いずれの組成の試料においても結晶化
を示す発熱ピーク温度よりも低い温度領域に平衡状態と
なる広い過冷却液体領域が存在していることがわかる。
ただし、Ｎｂ含有量が８原子％と１０原子％の試料にお
いては、発熱ピークが２段現れている。従ってこの系の
合金にＮｂを添加する場合、６原子％以下とすることが
好ましいことがわかる。更に、図１１に示した各組成試
料の過冷却液体領域の温度間隔（ΔＴx）の値で８０Ｋ
以上を得るためには、１０原子％のＺｒの一部をＮｂで
置換する場合に、２原子％以上、４原子％以下、即ち、
組成比ｃにおいては０.２以上、０.４以下とすることが
好ましいことがわかる。また、このようなことはＨｆに
おいても同様である。

【００２８】図１２は図１０に示す各組成試料のガラス
遷移温度（Ｔg）と結晶化開始温度（Ｔx）と過冷却液体
領域の温度間隔（ΔＴx）のＮｂ含有量依存性を示す。
Ｎｂを含有していない試料のガラス遷移温度は５４１℃
（８１４Ｋ）、結晶化開始温度は６１３℃（８８６Ｋ）
であり、過冷却液体領域の温度間隔はＮｂ含有量２〜４
原子％の範囲で最大を示した後はＮｂ含有量の増加とと
もに単調に減少する。また、Ｎｂを含有していない試料
の過冷却液体領域の温度間隔は７３Ｋであり、Ｎｂ含有
量２原子％の試料で８５.２Ｋの最大値を示し、Ｆｅ₅₆
Ｃｏ₇Ｎｉ ₇Ｎｂ₁₀Ｂ₂₀なる組成の試料であっても４５Ｋ
の過冷却液体領域の温度間隔を示した。この結果から、
Ｎｂを８〜１０原子％程度含ませると過冷却液体領域の
温度間隔が小さくなりアモルファスを得ることが難しく
なる。

【００２９】図１３は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ
_xＢ₂₀なる組成の金属ガラス合金試料に対して発熱ピー
クを示す温度で１０分間アニールした後にＸ線回折分析
を行った結果を示す。なお、図中●はγ-Ｆｅ、○はα-
Ｆｅ、▲はＦｅ₂Ｚｒ、△はＦｅ₇₆Ｎｂ₆Ｂ₁₈、■はＣｏ
₃Ｎｂ₂Ｂ₅、□はＮｉ₈Ｎｂのピークを示し、▽はその他
の発熱ピークを示す。Ｎｂ含有量が２〜４原子％の試料
で図１１に示すように１つの発熱ピークのみを示す試料
にあっては、発熱ピークの温度（１０４０Ｋ）で熱処理
を行ったが、γ-Ｆｅ、α-Ｆｅ、Ｆｅ₂Ｚｒ、Ｆｅ₇₆Ｎ
ｂ₆Ｂ₁₈のピークが認められた。Ｎｂ含有量が８、１０
原子％の試料で、図１１に示すように２つの発熱ピーク
が見られる試料にあっては、第１の発熱ピーク付近の温
度８８３Ｋ、８８２Ｋで熱処理したものでは、γ-Ｆｅ
のピークが得られ、第２の発熱ピークの温度１０４７
Ｋ、１０２８Ｋで熱処理したものでは、γ-Ｆｅ、Ｃｏ₃
Ｎｂ₂Ｂ₅、Ｎｉ₈Ｎｂのピークが認められた。

【００３０】これらの結果から、１つの発熱ピークを持
つ試料では、結晶化の際にアモルファスからγ-Ｆｅと
α-ＦｅとＦｅ₂ＺｒとＦｅ₇₆Ｎｂ₆Ｂ₁₈が析出し、２つ
の発熱ピークを持つ試料では、１つめの発熱ピーク時に
アモルファスからγ-Ｆｅが析出し、２つめの発熱ピー
ク時にアモルファス＋α-Ｆｅの状態からγ-Ｆｅと、Ｃ
ｏ₃Ｎｂ₂Ｂ₅と、Ｎｉ₈Ｎｂとが析出することが明らかに
なった。

【００３１】図１４は、単ロール法により製造した場合
の急冷状態のままのＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ
₂₀（x＝０,２,４,６,８,１０原子％）なる組成の試料の
Ｂ-Ｈループを求めたものである。飽和磁束密度Ｂｓ
は、Ｎｂを添加していない試料において０.９２Ｔ、Ｎ
ｂを１０原子％添加した試料において０.５５Ｔ、Ｎｂ
を２原子％添加した試料において０.７３Ｔであった。
保磁力Ｈcは、Ｎｂを添加していない試料において５.５
Ａ／ｍ、Ｎｂを１０原子％添加した試料において４.２
Ａ／ｍ、Ｎｂを２原子％添加した試料において４.６Ａ
／ｍであった。

【００３２】図１５は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ
_xＢ₂₀（x＝０,２,４,６,８,１０原子％）なる組成の急
冷後の試料および５２７℃（８００Ｋ）の温度で５分間
アニールした試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈ
ｃ）、１ｋＨｚにおける透磁率（μe）、磁歪（λｓ）
のＮｂ含有量依存性を示す。飽和磁束密度（Ｂｓ）は、
急冷状態およびアニール後の試料ともに、Ｎｂを添加す
るに従い低下し、Ｎｂを含まない試料が０.９（Ｔ）以
上、Ｎｂを２原子％含む試料では約０.７５（Ｔ）であ
った。透磁率（μe）の値は、急冷状態の試料にあって
は、Ｎｂを含まない試料が５０３１、Ｎｂを２原子％含
む試料が２２２８であり、Ｎｂを１０原子％含む試料に
おいては９０６に低下した。しかし、アニールを施すこ
とにより透磁率（μe）は格段に向上し、特にＮｂを２
原子％含む試料においては、２５０００程度の透磁率
（μe）を得ることができる。保磁力（Ｈｃ）に関し、
急冷状態の試料にあっては、Ｎｂを含まない試料とＮｂ
を２原子％含む試料はいずれも５０Ａ／ｍ（＝０.６２
５Ｏｅ）と低い値であった。特にＮｂが２原子％以下
の試料は、５Ａ／ｍ（＝０.０６２５Ｏｅ）と非常に良
好な値を示している。アニールを施すと、Ｎｂを４原子
％以上含む試料においても優れた保磁力（Ｈｃ）を得る
ことが可能となる。

【００３３】図１３と図１５に示す結果から、この系の
合金試料にあっては、良好な軟磁気特性を得るために
は、Ｎｂは０以上、２原子％以下の範囲がより好ましい
ことがわかる。また、磁歪はＮｂの添加量にはあまり依
存していない。図１６に、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮ
ｂ_xＢ₂₀（x＝０,２,４,６,８,１０原子％）なる組成の
急冷後の試料のキュリー温度（Ｔｃ）のＮｂ含有量依存
性を飽和磁束密度（Ｂｓ）とともに示す。キュリー温度
（Ｔｃ）は、飽和磁束密度（Ｂｓ）と同様のＮｂ含有量
依存性を示すこと、および、Ｎｂ含有量が８原子％まで
の範囲でキュリー温度（Ｔｃ）が２２７℃（５００Ｋ）
以上を示し、高い熱安定性を有することが解る。

【００３４】図１７は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ
₂₀なる組成からなる試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁
力（Ｈｃ）、１ｋＨｚにおける透磁率（μe）のアニー
ル温度依存性（保持時間５分）を示す。なお、図１７の
上部にアニール温度による組織状態を示すが、本組成の
合金は、アモルファス単相状態から過冷却液体領域を経
て結晶組織（α-Ｆｅ＋γ-Ｆｅ＋Ｆｅ₂Ｚｒ＋Ｆｅ₇₆Ｎ
ｂ₆Ｂ₁₈）へ移行する。飽和磁束密度（Ｂｓ）はアニー
ル温度による依存性をほとんど示さない。保磁力（Ｈ
c）は、５２７℃（８００Ｋ）までのアニールでは急冷
状態と同等以上の特性を示すが、６２７℃（９００Ｋ）
以上の温度でのアニールでは劣化する。透磁率（μe）
については、４２７℃（７００Ｋ）〜６２７℃（９００
Ｋ）の範囲でのアニールにより、急冷状態以上の特性
を得ることができる。この温度範囲は過冷却液体領域を
含んでおり、アニールの最適温度範囲は、過冷却液体領
域およびその近傍に設定することが望ましい。

【００３５】図１８は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｎｂ₁₀Ｂ₂₀な
る組成からなる試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力
（Ｈｃ）、１ｋＨｚにおける透磁率（μe）のアニール
温度依存性（保持時間５分）を示す。なお、図１８の上
部にアニール温度による組織状態を示すが、本組成の合
金は、アモルファス単相状態、過冷却液体領域、γ-Ｆ
ｅ＋アモルファスの２相状態を経て結晶組織（γ-Ｆｅ
＋Ｎｉ₈Ｎｂ＋Ｃｏ₃Ｎｂ₂Ｎｉ₅）へ移行する。飽和磁束
密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）、透磁率（μe）のアニ
ール温度依存性は、図１７で示したＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚ
ｒ₈Ｎｂ₂Ｂ₂₀合金と同様の傾向を示し、また、４２７℃
（７００Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）、換言すると、キ
ュリー点よりも高く、過冷却液体領域およびその近傍で
アニールすることが有効であることが解る。

【００３６】本発明の軟磁性金属ガラス合金は、ビッカ
ース硬度を測定したところ、１３００〜１５００Ｈvを
示すことが判明した。このことから、本発明の軟磁性金
属ガラス合金を磁気ヘッドのコア材として用い場合、耐
摩耗性が良好な磁気ヘッドを提供することが期待でき
る。また、本発明の軟磁性金属ガラス合金は、構造材あ
るいは工具などとしての使用も期待できる。

【００３７】次に本願発明組成のＦｅ基軟磁性金属ガラ
ス合金において、どの程度の厚さのリボン（薄帯）を得
ることができるか試験した。ＦｅとＣｏとＮｉとＺｒと
Ｎｂの単体純金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中に
おいて混合し、アーク溶解して母合金を製造した。次
に、この母合金をルツボで溶解し、Ａｒガス雰囲気中に
おいて回転している銅ロールにルツボ下端のノズルから
所定の射出圧力で吹き出して急冷する単ロール法を実施
し、厚さ２０〜１９５μｍのリボン（薄帯）を製造し
た。なお、ノズルとしてノズル孔の直径は０.４〜０.７
ｍｍのものを用い、ノズル先端とロールとの間隔を０.
３〜０.４５ｍｍ、射出圧力を０.３２〜０.４２ｋｇｆ
／ｃｍ²、ロール周速を２.６〜４１.９ｍ／ｓの範囲で
調整することで２０、４０、１００、１９５μｍの範囲
のリボンを得ることができた。なお、射出圧力を高く
し、ロール周速を遅くすることでリボンの厚さを容易に
厚くすることができた。また、いずれの厚さの試料にお
いても数１０ｍのリボンの製造に支障はなかった。

【００３８】図１９は上記のように得られたＦｅ₅₆Ｃｏ
₇Ｎｉ₇Ｚｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成の各薄帯試料のＸ線回折
パターンを示す。この図に示すＸ線回折パターンによ
り、板厚２０〜１９５μｍの試料にあっては、いずれも
２θ＝４０〜５０（ｄｅｇ）にハローなパターンを有し
ており、アモルファス単相組織を有していることがわか
る。以上の結果から、本発明組成系においては単ロール
法により、２０〜１９５μｍまでの範囲の板厚のアモル
ファス単相組織のリボンを製造できることが明らかにな
った。ここで従来、アモルファス合金の一般的なものに
おいて、回転ロールによる急冷法では厚さ２０〜４０μ
ｍ程度のものまでは製造できるが、それ以上の厚さのも
のを製造することは困難であった。即ち、これ以上の厚
さのものを製造しようとすると、製造時にリボンが損壊
したり、結晶化するなどの問題があった。これに対して
本願発明の組成系において過冷却液体領域の温度間隔Δ
Ｔxが大きいものであれば、従来の組成系や製造方法で
は得られなかった厚いアモルファスリボンを得ることが
できる。これは、従来材料に見られない程大きな過冷却
液体領域の温度間隔ΔＴxを有する本願発明合金に特有
の優れた特徴である。このように厚いリボンがアモルフ
ァス単相で作成できることにより、トランスや磁気ヘッ
ドのコア等を積層あるいはトロイダル形状で作成するに
際し、占積率を向上させることが可能となり、コアの実
質的な飽和磁束密度を大きくすることが可能となる。即
ち、薄いリボンを積層した場合に積層したリボンの間に
接着層が存在し、コアに占めるリボンの実質的な占積率
が低下する。更に、トロイダル形状に巻回した場合に巻
回した内層のリボンと外層のリボンとの間に微小隙間を
生じるので、この微小間隙の存在のために占積率が低下
するという問題を前述の厚いリボンを用いることで回避
できる。

【００３９】次に図２０は、先に記載した製造方法によ
り製造した厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍのＦｅ₅₈Ｃｏ₇Ｎ
ｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₁₈なる組成のリボン試料とＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ
₇Ｚｒ ₁₀Ｂ₂₀なる組成のリボン試料を用い、実効透磁率
の周波数依存性を測定した結果を示す。図２０に示す結
果から、本発明に係る組成の軟磁性ガラス合金は、ＭＨ
ｚ帯まで十分に高い実効透磁率を得られることが解る。
また、図２０に示すカーブでは非常に広い周波数帯域で
フラットな特性であると判断できる。

【００４０】図２１は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる
組成の試料において元素ＭをＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのそれぞれの元素で置換して得られ
た試料のＤＳＣ曲線を示す。いずれの組成の試料におい
てもＴｇとＴxとの間に温度差が存在し、過冷却液体領
域が存在していることが判明した。図２１に示す各試料
のΔＴxは、Ｍ＝Ｔｉの場合に４６.５Ｋ、Ｍ＝Ｚｒの場
合に７３Ｋ、Ｍ＝Ｈｆの場合に８２.２Ｋ、Ｍ＝Ｖの場
合に２８.２Ｋ、Ｍ＝Ｎｂの場合に４４.９Ｋ、Ｍ＝Ｔａ
の場合に５６.５Ｋ、Ｍ＝Ｍｏの場合に３３.９Ｋ、Ｍ＝
Ｗの場合に３３.９Ｋであった。また、図２２にこれら
各試料のＸ線回折図形を示すが、いずれの試料において
も非晶質相を示す典型的なブロードな波形が得られてお
り、いずれの試料も非晶質単相状態であることが判明し
た。

【００４１】図２３は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｍ₂Ｂ₂₀
なる組成の試料において元素ＭをＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのそれぞれの元素で置換して
得られた試料のＤＳＣ曲線を示す。いずれの組成の試料
においてもＴｇとＴxとの間に温度差が存在し、過冷却
液体領域が存在していることが判明した。図２４に示す
各試料のΔＴxは、Ｍ＝Ｔｉの場合に８０.８Ｋ、Ｍ＝Ｈ
ｆの場合に８０.６Ｋ、Ｍ＝Ｖの場合に６５.５Ｋ、Ｍ＝
Ｎｂの場合に８５.２Ｋ、Ｍ＝Ｔａの場合に８６.５Ｋ、
Ｍ＝Ｃｒの場合に７２.６Ｋ、Ｍ＝Ｍｏの場合に８４.９
Ｋ、Ｍ＝Ｗの場合に８５.９Ｋであった。また、図２３
にこれら各試料のＸ線回折図形を示すが、いずれの試料
においても非晶質相を示す典型的なブロードな波形が得
られており、いずれの試料も非晶質単相状態であること
が判明した。

【００４２】次に、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｍ₂Ｂ₂₀なる
組成の試料において元素ＭをＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのそれぞれの元素で置換して得られ
た試料の飽和磁束密度（Ｔ）と保磁力（Ａｍ^-1）と実効
透磁率（μｅ：１ｋＨｚ）とキュリー温度（Ｔｃ）の測
定結果を以下に示す。

【００４３】組成飽和磁束密度保磁力実効透磁率キュリー温度（Ｂｓ）（Ａｍ^-1）（μｅ：１ｋＨｚ）Ｔｃ（℃）Ｍ＝Ｔｉ０.８２１.９１２４７０２５５Ｍ＝Ｈｆ０.８０２.２９２７０２３６Ｍ＝Ｖ０.８３４.４５２１０２５７Ｍ＝Ｎｂ０.７５１.１２５０００２５８Ｍ＝Ｔａ０.７４２.７１１９７０２３０Ｍ＝Ｃｒ０.７５１.９１００４０２３５Ｍ＝Ｍｏ０.７３４.９６４９０２１７Ｍ＝Ｗ０.７０５.７８３２０２０３これらの結果から、いずれの試料も軟磁性材料として優
れた特性を有していることが判明した。

【００４４】図２５は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｈｆ₂Ｂ
₂₀なる組成のリボン試料を作成する際に、図１９を基に
先に記載した方法と同じ方法で厚さの異なるリボン試料
を作製し、各試料についてＸ線回折試験を行った結果を
示す。図２５に示すように、ＦｅＣｏＮｉＺｒＨｆＢ系
の試料にあっても非晶質であることを示す典型的なブロ
ードな波形を得ることができ、４０〜１９５μｍの極め
て厚い試料を非晶質リボンを作製できることが判明し
た。また、この系の外に、同等の組成において、ＦｅＣ
ｏＮｉＺｒＴｉＢ系、ＦｅＣｏＮｉＺｒＶＢ系、ＦｅＣ
ｏＮｉＺｒＮｂＢ系、ＦｅＣｏＮｉＺｒＴａＢ系、Ｆｅ
ＣｏＮｉＺｒＣｒＢ系、ＦｅＣｏＮｉＺｒＭｏＢ系、Ｆ
ｅＣｏＮｉＺｒＷＢ系などのいずれの組成系の試料を作
製しても図２５と同等のブロードな波形を得ることがで
き、いずれの組成系のリボン試料にあっても４０〜１９
５μｍの範囲の厚い非晶質の試料が得られることが明ら
かになった。

【００４５】

【発明の効果】以上説明したように本発明は、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上の元素を主成分と
し、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの
１種又は２種以上の元素とＢを含み、過冷却液体領域の
温度間隔ΔＴxを２０Ｋ以上にしたものであるので室温
で強磁性を示すアモルファスの軟磁性金属ガラス合金を
提供できる。また、ΔＴxが６０Ｋ以上、（Ｆｅ_1-a-bＣ
ｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_yなる組成式で示されるものと
し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x
≦１５原子％、１６原子％≦y≦２２原子％、Ｍとして
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種
又は２種以上の組成系とするならば、室温で強磁性を示
し、しかも優れた飽和磁束密度と透磁率を有するアモル
ファスの軟磁性金属ガラス合金を提供できる。更に、本
発明の軟磁性金属ガラス合金は、ビッカース硬度を測定
したところ、１３００〜１５００Ｈvを示すことが判明
した。このことから、本発明の軟磁性金属ガラス合金を
磁気ヘッドのコア材として用いた場合、耐摩耗性が良好
な磁気ヘッドを提供することが期待できる。また、本発
明の軟磁性金属ガラス合金は、構造材、工具等としての
使用も期待できる。

【００４６】更に、ΔＴxが６０Ｋ以上、（Ｆｅ_1-a-bＣ
ｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_yＴ_zなる組成式で示されるもの
とし、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦１５原子％、１６原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上、Ｔは
Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上とすること
によっても室温で強磁性を示し、しかも優れた飽和磁束
密度と透磁率を有するアモルファスの軟磁性金属ガラス
合金を提供できる。

【００４７】前記の組成系において、Ｃｏの組成比を示
すａの値を０.０４２≦ａ≦０.２５の範囲とすることで
良好な軟磁気特性を得ることができ、Ｎｉの組成比を示
すｂの値を０.０４２≦ｂ≦０.１の範囲とすることで高
い飽和磁束密度を得ることができる。

【００４８】前記元素Ｍは、ＺｒまたはＨｆのうちの１
種または２種からなる元素Ｍ'と、元素Ｍ''の組み合わ
せで用いることができ、Ｍ''をＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｖのうちの１種または２種以上からなる元素とし、
元素Ｍを（Ｍ'_1-cＭ''_c）で表したときに、０.２≦ｃ≦
０.６の範囲とすることで、高いΔＴxを得ることがで
き、０≦ｃ≦０.２の範囲とすることで、良好な軟磁気
特性と高い飽和磁束密度を得ることができる。

【００４９】次に、前記各組成の軟磁性金属ガラス合金
に４２７〜５２７℃で加熱後に冷却する熱処理を施すこ
とで、特に透磁率を高くした軟磁性金属ガラス合金を得
ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇
Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ
₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる各組成の金属ガラス合金
薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図２】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組
成系におけるＴgの値に対するＦｅとＣｏとＮｉのそれ
ぞれの含有量依存性を示す三角組成図である。

【図３】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組
成系におけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦｅと
ＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成図
である。

【図４】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組
成系における飽和磁束密度（Ｂｓ）の値に対するＦｅと
ＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成図
である。

【図５】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組
成系における保磁力（Ｈｃ）の値に対するＦｅとＣｏと
Ｎｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成図であ
る。

【図６】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組
成系における透磁率（μｅ）および磁歪（λｓ）に対す
るＦｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三
角組成図である。

【図７】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成の金属
ガラス合金試料に対して６６０℃（９３３Ｋ）で１０分
間アニールした後にＸ線回折分析を行った結果を示す図
である。

【図８】単ロール法により製造した場合の急冷状態の
ままのＦｅ_63-xＣｏ _xＮｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀（x＝３,７,１４,
１７原子％）なる組成の試料のＢ-Ｈループを示す図で
ある。

【図９】単ロール法により製造した場合の急冷状態の
ままのＦｅ_63-xＣｏ ₇Ｎｉ_xＺｒ₁₀Ｂ₂₀（x＝７,１４,２
１,２８原子％）なる組成の試料のＢ-Ｈループを示す図
である。

【図１０】単ロール法により製造した場合の急冷状態
のままのＦｅ₅₆Ｃｏ ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀（x＝０,
２,４,６,８,１０原子％）なる組成の試料のＸ線回折パ
ターンを示す図である。

【図１１】図１０に示す各組成試料のＤＳＣ曲線を求
めた結果を示す図である。

【図１２】図１０に示す各組成試料のガラス遷移温度
（Ｔg）と結晶化開始温度（Ｔx）と過冷却液体領域の温
度間隔（ΔＴx）のＮｂ含有量依存性を示す図である。

【図１３】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀なる
組成の金属ガラス合金試料に対して発熱ピークを示す温
度で１０分間アニールした後にＸ線回折分析を行った結
果を示す図である。

【図１４】単ロール法により製造した場合の急冷状態
のままのＦｅ₅₆Ｃｏ ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀（x＝０,
２,４,６,８,１０原子％）なる組成の試料のＢ-Ｈルー
プを求めた図である。

【図１５】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀（x＝
０,２,４,６,８,１０原子％）なる組成の試料の飽和磁
束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）、１ｋＨｚにおける透
磁率（μe）、磁歪（λｓ）のＮｂ含有量依存性を示す
図である。

【図１６】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀（x＝
０,２,４,６,８,１０原子％）なる組成の試料の飽和磁
束密度（Ｂｓ）、キュリー温度（Ｔｃ）のＮｂ含有量依
存性を示す図である。

【図１７】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ₂₀なる組成
の試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）、１ｋ
Ｈｚにおける透磁率（μe）のアニール温度依存性を示
す図である。

【図１８】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｎｂ₁₀Ｂ₂₀なる組成から
なる試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）、１
ｋＨｚにおける透磁率（μe）のアニール温度依存性を
示す図である。

【図１９】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成
の各薄帯試料のＸ線回折パターンを示す図である。

【図２０】Ｆｅ₅₈Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₁₈なる組成のリ
ボン試料とＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成のリボ
ン試料の実効透磁率の周波数依存性を測定した結果を示
す図である。

【図２１】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｍ₁₀Ｂ₂₀なる組成の試料
において元素ＭをＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｗのそれぞれの元素で置換して得られた試料のＤ
ＳＣ曲線を示す図である。

【図２２】図２２に示す各試料のＸ線回折図形であ
る。

【図２３】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｍ₂Ｂ₂₀なる組成の
試料において元素ＭをＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのそれぞれの元素で置換して得られた試料
のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図２４】図２３に示す各試料のＸ線回折図形であ
る。

【図２５】ＦｅＣｏＮｉＺｒＨｆＢ系のリボン状試料
において厚さ４０μｍ、厚さ１００μｍ、厚さ１９５μ
ｍの各試料のＸ線回折図形である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種
以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元
素とＢを含み、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
れる過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上であ
ることを特徴とする軟磁性金属ガラス合金。
【請求項２】Ｚｒを必ず含み、ΔＴxが２５Ｋ以上で
あることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性金属ガラ
ス合金。
【請求項３】 ΔＴxが６０Ｋ以上であり、下記の組成
式で表されることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性
金属ガラス合金。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％であり、Ｍ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗ
のうちの１種又は２種以上からなる元素である。
【請求項４】前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ
_xＢ_yなる組成式において０.０４２≦ａ≦０.２９、０.
０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなることを特徴と
する請求項３記載の軟磁性金属ガラス合金。
【請求項５】 ΔＴxが６０Ｋ以上であり、下記の組成
式で表されることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性
金属ガラス合金。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％であり、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以
上からなる元素、ＴはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。
【請求項６】前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-z
Ｍ_xＢ_yＴ_zなる組成式において０.０４２≦ａ≦０.２
９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなることを
特徴とする請求項５記載の軟磁性金属ガラス合金。
【請求項７】前記元素Ｍが（Ｍ'_1-cＭ''_c）で表さ
れ、Ｍ'はＺｒまたはＨｆのうちの１種または２種、
Ｍ''はＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの
１種または２種以上からなる元素であり、０≦ｃ≦０.
６であることを特徴とする請求項３〜６のいずれかに記
載の軟磁性金属ガラス合金。
【請求項８】前記組成比を示すｃが０.２≦ｃ≦０.４
の範囲であることを特徴とする請求項７に記載の軟磁性
金属ガラス合金。
【請求項９】前記組成比を示すｃが０≦ｃ≦０.２の
範囲であることを特徴とする請求項７に記載の軟磁性金
属ガラス合金。
【請求項１０】前記組成比を示すａとｂが、０.０４
２≦ａ≦０.２５、０.０４２≦ｂ≦０.１の範囲である
ことを特徴とする請求項３または５に記載の軟磁性金属
ガラス合金。
【請求項１１】前記軟磁性金属ガラス合金に４２７〜
６２７℃で加熱後に冷却する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軟磁性
金属ガラス合金。
【請求項１２】前記元素Ｂは、その５０％以下がＣで
置換されていることを特徴とする請求項３〜１１の何れ
かに記載の軟磁性金属ガラス合金。