JP2000204452A - 高周波用高透磁率金属ガラス合金 - Google Patents
高周波用高透磁率金属ガラス合金Info
- Publication number
- JP2000204452A JP2000204452A JP11003529A JP352999A JP2000204452A JP 2000204452 A JP2000204452 A JP 2000204452A JP 11003529 A JP11003529 A JP 11003529A JP 352999 A JP352999 A JP 352999A JP 2000204452 A JP2000204452 A JP 2000204452A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- atomic
- composition
- δtx
- permeability
- metallic glass
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 71
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 69
- 239000005300 metallic glass Substances 0.000 title claims abstract description 50
- 230000035699 permeability Effects 0.000 title claims abstract description 39
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 claims abstract description 10
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 claims abstract description 10
- 230000009477 glass transition Effects 0.000 claims abstract description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 133
- 239000013526 supercooled liquid Substances 0.000 claims description 23
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 16
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052741 iridium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052762 osmium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052703 rhodium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 abstract description 10
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 abstract description 2
- 238000007578 melt-quenching technique Methods 0.000 abstract 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 22
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 15
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 12
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 11
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 8
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 229910008423 Si—B Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 5
- 239000011162 core material Substances 0.000 description 5
- 238000001938 differential scanning calorimetry curve Methods 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 5
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 4
- 238000013329 compounding Methods 0.000 description 3
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- 229910000697 metglas Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910020598 Co Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002519 Co-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910003296 Ni-Mo Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 239000000110 cooling liquid Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 1
- 238000002050 diffraction method Methods 0.000 description 1
- 229910001325 element alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 239000012778 molding material Substances 0.000 description 1
- 238000010298 pulverizing process Methods 0.000 description 1
- 239000000700 radioactive tracer Substances 0.000 description 1
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 238000009987 spinning Methods 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000003624 transition metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- 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
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- 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
- H01F1/15316—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Co
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが極めて広
く、室温で軟磁性を示し、従来の液体急冷法で得られる
非晶質合金薄帯より厚く製造でき、しかも磁歪が低く、
比抵抗が高く、高周波領域での透磁率が高い高周波用高
透磁率金属ガラス合金の提供。 【解決手段】 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とを含み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（但し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以上を
有し、比抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上であることを特徴
とする高周波用高透磁率金属ガラス合金。
く、室温で軟磁性を示し、従来の液体急冷法で得られる
非晶質合金薄帯より厚く製造でき、しかも磁歪が低く、
比抵抗が高く、高周波領域での透磁率が高い高周波用高
透磁率金属ガラス合金の提供。 【解決手段】 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とを含み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（但し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以上を
有し、比抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上であることを特徴
とする高周波用高透磁率金属ガラス合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気抵抗が高く、
高周波領域での透磁率が高い高周波用高透磁率金属ガラ
ス合金に関するものである。
高周波領域での透磁率が高い高周波用高透磁率金属ガラ
ス合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】多元素合金のある種のものは、組成物を
溶融状態から急冷するとき、結晶化せず、一定の温度幅
を有する過冷却液体状態を経過してガラス状固体に転移
する性質を有していて、この種の非晶質合金は金属ガラ
ス合金（glassy alloy）と呼ばれている。従来から知ら
れている金属ガラス合金としては、１９６０年代におい
て最初に製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ系の非晶質合金、１９
７０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ
−Ｂ系、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合
金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）系非晶質合金、（Ｆｅ，
Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ系非晶質合
金などがある。これらは磁性を有しているので、非晶質
磁性材料としてトランスのコア材などの成形材料として
の応用が期待された。
溶融状態から急冷するとき、結晶化せず、一定の温度幅
を有する過冷却液体状態を経過してガラス状固体に転移
する性質を有していて、この種の非晶質合金は金属ガラ
ス合金（glassy alloy）と呼ばれている。従来から知ら
れている金属ガラス合金としては、１９６０年代におい
て最初に製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ系の非晶質合金、１９
７０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｐ
−Ｂ系、（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合
金、１９８０年代において製造された（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）系非晶質合金、（Ｆｅ，
Ｃｏ，Ｎｉ）−Ｍ（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ系非晶質合
金などがある。これらは磁性を有しているので、非晶質
磁性材料としてトランスのコア材などの成形材料として
の応用が期待された。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしこれらはいずれ
も、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、単ロール法などの液
体急冷法により１０5Ｋ／ｓレベルの冷却速度で急冷し
て製造する必要があり、製造されたものは厚さが５０μ
ｍ以下の薄帯状であって、バルク形状の非晶質固体を得
ることはできなかった。
も、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、単ロール法などの液
体急冷法により１０5Ｋ／ｓレベルの冷却速度で急冷し
て製造する必要があり、製造されたものは厚さが５０μ
ｍ以下の薄帯状であって、バルク形状の非晶質固体を得
ることはできなかった。
【０００４】過冷却液体領域の温度間隔が比較的広く、
より緩慢な冷却によって非晶質固体が得られる金属ガラ
ス合金としては、１９８８年〜１９９１年にかけて、Ｌ
ｎ−Ａｌ−ＴＭ、Ｍｇ−Ｌｎ−ＴＭ、Ｚｒ−Ａｌ−ＴＭ
（ここで、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示す）
系等が知られ、これらの金属ガラス合金からは厚さ数ｍ
ｍ程度の非晶質固体も得られてはいるが、これらはいず
れも磁性を有しないので磁性材料としては使用できない
ものであった。
より緩慢な冷却によって非晶質固体が得られる金属ガラ
ス合金としては、１９８８年〜１９９１年にかけて、Ｌ
ｎ−Ａｌ−ＴＭ、Ｍｇ−Ｌｎ−ＴＭ、Ｚｒ−Ａｌ−ＴＭ
（ここで、Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属を示す）
系等が知られ、これらの金属ガラス合金からは厚さ数ｍ
ｍ程度の非晶質固体も得られてはいるが、これらはいず
れも磁性を有しないので磁性材料としては使用できない
ものであった。
【０００５】磁性を有する非晶質合金としては、従来か
らＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系のものが知られている。この系の非
晶質合金は、飽和磁束密度は高いものの磁歪が１×１０
-5台と大きく、十分な軟磁気特性が得られず、また耐熱
性が悪く、電気抵抗も小さく、１ｋＨｚ以上の周波数領
域、特に、１００ｋＨｚ以上の高周波領域での透磁率が
低く、トランスのコア材などとして用いる場合には過電
流損失が大きいという問題があった。一方、Ｃｏ−Ｆｅ
−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金などのＣｏ基の非
晶質合金は、軟磁気特性には優れているものの、熱安定
性に劣り、また電気抵抗も十分高くないため、やはりト
ランスのコア材などとして用いると過電流損失が大きく
実用化に難点があった。しかもこれらのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ
系やＣｏ基の非晶質合金は、前記のように溶湯からの急
冷という条件下でなくては非晶質が形成できず、バルク
形状の固体を作成するためには液体の急冷によって得ら
れた薄帯を粉砕し、密圧下に焼結するという工程を経な
ければならず、工数がかかると共に成形物が脆いという
問題もあった。
らＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系のものが知られている。この系の非
晶質合金は、飽和磁束密度は高いものの磁歪が１×１０
-5台と大きく、十分な軟磁気特性が得られず、また耐熱
性が悪く、電気抵抗も小さく、１ｋＨｚ以上の周波数領
域、特に、１００ｋＨｚ以上の高周波領域での透磁率が
低く、トランスのコア材などとして用いる場合には過電
流損失が大きいという問題があった。一方、Ｃｏ−Ｆｅ
−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金などのＣｏ基の非
晶質合金は、軟磁気特性には優れているものの、熱安定
性に劣り、また電気抵抗も十分高くないため、やはりト
ランスのコア材などとして用いると過電流損失が大きく
実用化に難点があった。しかもこれらのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ
系やＣｏ基の非晶質合金は、前記のように溶湯からの急
冷という条件下でなくては非晶質が形成できず、バルク
形状の固体を作成するためには液体の急冷によって得ら
れた薄帯を粉砕し、密圧下に焼結するという工程を経な
ければならず、工数がかかると共に成形物が脆いという
問題もあった。
【０００６】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、従ってその目的は、過冷却液体領
域の温度間隔が極めて広く、室温で軟磁性を示し、従来
の液体急冷法で得られる非晶質合金薄帯より厚く製造で
きる可能性を有し、しかも磁歪が低く、電気抵抗が高
く、高周波領域での透磁率が高い高周波用高透磁率金属
ガラス合金を提供することにある。
されたものであって、従ってその目的は、過冷却液体領
域の温度間隔が極めて広く、室温で軟磁性を示し、従来
の液体急冷法で得られる非晶質合金薄帯より厚く製造で
きる可能性を有し、しかも磁歪が低く、電気抵抗が高
く、高周波領域での透磁率が高い高周波用高透磁率金属
ガラス合金を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに本発明は、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、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とを含み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（但し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以上を
有し、電気抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上であることを特
徴とする高周波用高透磁率金属ガラス合金を提供する。
めに本発明は、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、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とを含み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（但し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以上を
有し、電気抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上であることを特
徴とする高周波用高透磁率金属ガラス合金を提供する。
【０００８】上記の高周波用高透磁率金属ガラス合金
は、下記の組成式で表されるものであってもよい。 Ｔ100-x-yＭxＢy 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上
の元素、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、
４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子
％である。
は、下記の組成式で表されるものであってもよい。 Ｔ100-x-yＭxＢy 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上
の元素、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、
４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子
％である。
【０００９】上記の構成の高周波用高透磁率金属ガラス
合金は、ΔＴxが５０Ｋ以上を有し、前記Ｔ100-x-yＭx
Ｂyなる組成式において、５原子％≦ｘ≦１２原子％、
２２原子％≦ｙ≦３３原子％の関係にされてなるもので
あることが好ましい。上記の構成の高周波用高透磁率金
属ガラス合金は、ΔＴxが６０Ｋ以上を有し、前記Ｔ
100-x-yＭxＢyなる組成式において、６原子％≦ｘ≦１
０原子％、２５原子％≦ｙ≦３２原子％の関係にされて
なるものであることが好ましい。
合金は、ΔＴxが５０Ｋ以上を有し、前記Ｔ100-x-yＭx
Ｂyなる組成式において、５原子％≦ｘ≦１２原子％、
２２原子％≦ｙ≦３３原子％の関係にされてなるもので
あることが好ましい。上記の構成の高周波用高透磁率金
属ガラス合金は、ΔＴxが６０Ｋ以上を有し、前記Ｔ
100-x-yＭxＢyなる組成式において、６原子％≦ｘ≦１
０原子％、２５原子％≦ｙ≦３２原子％の関係にされて
なるものであることが好ましい。
【００１０】また、本発明の高周波用高透磁率金属ガラ
ス合金は、下記の組成式で表されるものであってもよ
い。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy 但し、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、０≦
ａ≦０．８５、０≦ｂ≦０．４５、４原子％≦ｘ≦１５
原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子％である。
ス合金は、下記の組成式で表されるものであってもよ
い。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy 但し、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、０≦
ａ≦０．８５、０≦ｂ≦０．４５、４原子％≦ｘ≦１５
原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子％である。
【００１１】上記の構成の高周波用高透磁率金属ガラス
合金は、ΔＴxが７０Ｋ以上を有し、前記（Ｆｅ1-a-bＣ
ｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式において、０≦ａ
≦０．７５、０≦ｂ≦０．３５の関係にされてなるもの
であることが好ましい。上記の構成の高周波用高透磁率
金属ガラス合金は、ΔＴxが８０Ｋ以上を有し、前記
（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式にお
いて、０．０８≦ａ≦０．６５、０≦ｂ≦０．２の関係
にされてなるものであることが好ましい。
合金は、ΔＴxが７０Ｋ以上を有し、前記（Ｆｅ1-a-bＣ
ｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式において、０≦ａ
≦０．７５、０≦ｂ≦０．３５の関係にされてなるもの
であることが好ましい。上記の構成の高周波用高透磁率
金属ガラス合金は、ΔＴxが８０Ｋ以上を有し、前記
（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式にお
いて、０．０８≦ａ≦０．６５、０≦ｂ≦０．２の関係
にされてなるものであることが好ましい。
【００１２】また、本発明の高周波用高透磁率金属ガラ
ス合金は、下記の組成式で表されるものであってもよ
い。 Ｃｏ100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬq 但し、ＥはＦｅ、Ｎｉのうちの１種又は２種の元素、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、ＬはＣｒ、Ｍ
ｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇ
ａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上から
なる元素、０原子％≦ｚ≦３０原子％、４原子％≦ｖ≦
１５原子％、２２原子％≦ｗ≦３３原子％、０原子％≦
ｑ≦１０原子％である。さらに、本発明の高周波用高透
磁率金属ガラス合金は、１ｋＨｚでの透磁率が２０００
０以上であることを特徴とするものでも良い。
ス合金は、下記の組成式で表されるものであってもよ
い。 Ｃｏ100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬq 但し、ＥはＦｅ、Ｎｉのうちの１種又は２種の元素、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、ＬはＣｒ、Ｍ
ｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇ
ａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上から
なる元素、０原子％≦ｚ≦３０原子％、４原子％≦ｖ≦
１５原子％、２２原子％≦ｗ≦３３原子％、０原子％≦
ｑ≦１０原子％である。さらに、本発明の高周波用高透
磁率金属ガラス合金は、１ｋＨｚでの透磁率が２０００
０以上であることを特徴とするものでも良い。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の高周波用高透磁率
金属ガラス合金の実施の形態について説明する。本発明
に係る高周波用高透磁率金属ガラス合金は、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、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素と、Ｂを所定
量添加した成分系で実現される。また、本発明は、上記
成分系において、ガラス遷移温度Ｔｇを有し、ΔＴx＝
Ｔx−Ｔg（但し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以上とされたものである。この条件
を充たす組成物は、溶融状態から冷却するとき、結晶化
開始温度Ｔｘの低温側に２０Ｋ以上の広い過冷却液体領
域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの
過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘを経過した後に、ガラ
ス遷移温度Ｔｇに至って非結晶質のいわゆる金属ガラス
合金を形成する。過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上と広いために、従来知られている非晶質合金の
ように急冷しなくても非晶質の固体が得られ、従って鋳
型などの方法により厚みのあるブロック体を成形するこ
とができるようになる。さらに、上記の成分系の金属ガ
ラス合金は、比抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上のものであ
る。
金属ガラス合金の実施の形態について説明する。本発明
に係る高周波用高透磁率金属ガラス合金は、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、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上の元素と、Ｂを所定
量添加した成分系で実現される。また、本発明は、上記
成分系において、ガラス遷移温度Ｔｇを有し、ΔＴx＝
Ｔx−Ｔg（但し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以上とされたものである。この条件
を充たす組成物は、溶融状態から冷却するとき、結晶化
開始温度Ｔｘの低温側に２０Ｋ以上の広い過冷却液体領
域を有し、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの
過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘを経過した後に、ガラ
ス遷移温度Ｔｇに至って非結晶質のいわゆる金属ガラス
合金を形成する。過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上と広いために、従来知られている非晶質合金の
ように急冷しなくても非晶質の固体が得られ、従って鋳
型などの方法により厚みのあるブロック体を成形するこ
とができるようになる。さらに、上記の成分系の金属ガ
ラス合金は、比抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上のものであ
る。
【００１４】本発明に係わる高周波用高透磁率金属ガラ
ス合金の１つは、下記の式１で表される組成からなるも
のである。 式１：Ｔ100-x-yＭxＢy この式１において、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種
又は２種以上の元素、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上から
なる元素であり、４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子
％≦ｙ≦３３原子％なる関係が好ましい。上記Ｔ
100-x-yＭxＢyなる組成式において、５２原子％≦１０
０−ｘ−ｙ≦７４原子％なる関係が好ましい。また、上
記Ｔ100-x-yＭxＢyなる組成式において、２２原子％＜
ｙ≦３３原子％の関係にされてなることが好ましい。さ
らに、上記の組成系において、ΔＴxが５０Ｋ以上を有
し、上記Ｔ100-x-yＭ xＢyなる組成式において、５原子
％≦ｘ≦１２原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子％の関
係にされてなることが好ましい。また、上記の組成系に
おいて、ΔＴxが６０Ｋ以上を有し、上記Ｔ100-x-yＭx
Ｂyなる組成式において、６原子％≦ｘ≦１０原子％、
２５原子％≦ｙ≦３２原子％の関係にされてなることが
好ましい。
ス合金の１つは、下記の式１で表される組成からなるも
のである。 式１：Ｔ100-x-yＭxＢy この式１において、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種
又は２種以上の元素、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上から
なる元素であり、４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子
％≦ｙ≦３３原子％なる関係が好ましい。上記Ｔ
100-x-yＭxＢyなる組成式において、５２原子％≦１０
０−ｘ−ｙ≦７４原子％なる関係が好ましい。また、上
記Ｔ100-x-yＭxＢyなる組成式において、２２原子％＜
ｙ≦３３原子％の関係にされてなることが好ましい。さ
らに、上記の組成系において、ΔＴxが５０Ｋ以上を有
し、上記Ｔ100-x-yＭ xＢyなる組成式において、５原子
％≦ｘ≦１２原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子％の関
係にされてなることが好ましい。また、上記の組成系に
おいて、ΔＴxが６０Ｋ以上を有し、上記Ｔ100-x-yＭx
Ｂyなる組成式において、６原子％≦ｘ≦１０原子％、
２５原子％≦ｙ≦３２原子％の関係にされてなることが
好ましい。
【００１５】次に、本発明に係る他の高周波用高透磁率
金属ガラス合金は、下記の式２で表される組成からなる
ものである。 式２：（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy この式２において、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上から
なる元素であり、０≦ａ≦０．８５、０≦ｂ≦０．４
５、４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３
原子％なる関係が好ましい。上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉ
b）100-x-yＭxＢyなる組成式において、５２原子％≦１
００−ｘ−ｙ≦７４原子％なる関係が好ましい。また、
上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式
において、２２原子％＜ｙ≦３３原子％の関係にされて
なることが好ましい。さらに、上記の組成系において、
ΔＴxが７０Ｋ以上を有し、上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮ
ｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式において、０≦ａ≦０．
７５、０≦ｂ≦０．３５の関係にされてなることが好ま
しい。また、上記の組成系において、ΔＴxが８０Ｋ以
上を有し、上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy
なる組成式において、０．０８≦ａ≦０．６５、０≦ｂ
≦０．２の関係にされてなることが好ましい。
金属ガラス合金は、下記の式２で表される組成からなる
ものである。 式２：（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy この式２において、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗのうちの１種又は２種以上から
なる元素であり、０≦ａ≦０．８５、０≦ｂ≦０．４
５、４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３
原子％なる関係が好ましい。上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉ
b）100-x-yＭxＢyなる組成式において、５２原子％≦１
００−ｘ−ｙ≦７４原子％なる関係が好ましい。また、
上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式
において、２２原子％＜ｙ≦３３原子％の関係にされて
なることが好ましい。さらに、上記の組成系において、
ΔＴxが７０Ｋ以上を有し、上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮ
ｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式において、０≦ａ≦０．
７５、０≦ｂ≦０．３５の関係にされてなることが好ま
しい。また、上記の組成系において、ΔＴxが８０Ｋ以
上を有し、上記（Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy
なる組成式において、０．０８≦ａ≦０．６５、０≦ｂ
≦０．２の関係にされてなることが好ましい。
【００１６】本発明の高周波用高透磁率金属ガラス合金
は、上記のいずれかの組成の金属ガラス合金に４２７℃
（７００Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）で熱処理が施され
てなるものであることが好ましい。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。さらに、上
記の組成系の高周波用高透磁率金属ガラス合金は、１ｋ
Ｈｚでの透磁率が２００００以上であることを特徴とす
るものでも良い。
は、上記のいずれかの組成の金属ガラス合金に４２７℃
（７００Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）で熱処理が施され
てなるものであることが好ましい。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。さらに、上
記の組成系の高周波用高透磁率金属ガラス合金は、１ｋ
Ｈｚでの透磁率が２００００以上であることを特徴とす
るものでも良い。
【００１７】上記の組成系の金属ガラス合金において主
成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または２種以
上の元素Ｔ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を含む成分系においてΔＴxが大きくなり易く、Ｆ
ｅを含む成分系においてＣｏ含有量とＮｉ含有量を適正
な値とすることで、ΔＴxの値を２０Ｋ以上にすること
ができる。具体的には、２０Ｋ〜７０ＫのΔＴxを得る
ためには、Ｃｏの組成比を示すａの値を０≦ａ≦０.８
５、Ｎｉの組成比を示すｂの値 を０≦ｂ≦０.４５の範
囲、７０Ｋ以上の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≦０.７５、Ｎｉの組成比
を示すｂの値 を０≦ｂ≦０.３５の範囲、８０Ｋ以上の
ΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比を示すａの
値を０.０８≦ａ≦０.６５、Ｎｉの組成比を示すｂの値
を０≦ｂ≦０.２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≦０.２
５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。
成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種または２種以
上の元素Ｔ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を含む成分系においてΔＴxが大きくなり易く、Ｆ
ｅを含む成分系においてＣｏ含有量とＮｉ含有量を適正
な値とすることで、ΔＴxの値を２０Ｋ以上にすること
ができる。具体的には、２０Ｋ〜７０ＫのΔＴxを得る
ためには、Ｃｏの組成比を示すａの値を０≦ａ≦０.８
５、Ｎｉの組成比を示すｂの値 を０≦ｂ≦０.４５の範
囲、７０Ｋ以上の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≦０.７５、Ｎｉの組成比
を示すｂの値 を０≦ｂ≦０.３５の範囲、８０Ｋ以上の
ΔＴxを確実に得るためには、Ｃｏの組成比を示すａの
値を０.０８≦ａ≦０.６５、Ｎｉの組成比を示すｂの値
を０≦ｂ≦０.２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≦０.２
５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。
【００１８】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ΔＴxを拡大する効果があり、アモ
ルファスを生成させるために有効な元素であり、４原子
％以上、１５原子％以下の範囲であると良い。更に、Δ
Ｔｘが５０Ｋ以上で、高い磁気特性を得るためには、好
ましくは５原子％以上、１２原子％以下にすると良く、
ΔＴxが６０以上で、高い磁気特性を得るためには、好
ましくは６原子％以上、１０原子％以下にすると良い。
これら元素Ｍのうち、特にＮｂが有効である。
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ΔＴxを拡大する効果があり、アモ
ルファスを生成させるために有効な元素であり、４原子
％以上、１５原子％以下の範囲であると良い。更に、Δ
Ｔｘが５０Ｋ以上で、高い磁気特性を得るためには、好
ましくは５原子％以上、１２原子％以下にすると良く、
ΔＴxが６０以上で、高い磁気特性を得るためには、好
ましくは６原子％以上、１０原子％以下にすると良い。
これら元素Ｍのうち、特にＮｂが有効である。
【００１９】Ｂは、高いアモルファス形成能があり、ま
た、比抵抗を上げて、高周波領域での透磁率を高くする
ために、本発明では２２原子％以上、３３原子％以下の
範囲で添加する。この範囲を外れると、Ｂが２２原子％
未満であると、アモルファス形成能が十分でなく、ΔＴ
xが減少し、また、比抵抗が小さく、高周波領域での透
磁率が小さく、３３原子％より大きくなると磁化等の磁
気特性が低下し、かつ、脆化が著しくなるために好まし
くない。アモルファス形成能と電気抵抗がより高く、高
周波領域での透磁率がより高いものを得るためには、２
２原子％以上、３３原子％以下とすることが好ましく、
より好ましくは２５原子％以上、３２原子％以下とされ
る。
た、比抵抗を上げて、高周波領域での透磁率を高くする
ために、本発明では２２原子％以上、３３原子％以下の
範囲で添加する。この範囲を外れると、Ｂが２２原子％
未満であると、アモルファス形成能が十分でなく、ΔＴ
xが減少し、また、比抵抗が小さく、高周波領域での透
磁率が小さく、３３原子％より大きくなると磁化等の磁
気特性が低下し、かつ、脆化が著しくなるために好まし
くない。アモルファス形成能と電気抵抗がより高く、高
周波領域での透磁率がより高いものを得るためには、２
２原子％以上、３３原子％以下とすることが好ましく、
より好ましくは２５原子％以上、３２原子％以下とされ
る。
【００２０】前記の組成系に更に、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。
Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、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。
【００２１】前記組成系の高周波用高透磁率金属ガラス
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。
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。
【００２２】次に、本発明に係る他の高周波用高透磁率
金属ガラス合金は、下記の式３で表される組成からなる
ものである。 式３：Ｃｏ100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬq この式３において、ＥはＦｅ、Ｎｉのうちの１種又は２
種の元素、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、
ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐ
ｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は
２種以上からなる元素であり、０原子％≦ｚ≦３０原子
％、４原子％≦ｖ≦１５原子％、２２原子％≦ｗ≦３３
原子％、０原子％≦ｑ≦１０原子％なる関係が好まし
い。
金属ガラス合金は、下記の式３で表される組成からなる
ものである。 式３：Ｃｏ100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬq この式３において、ＥはＦｅ、Ｎｉのうちの１種又は２
種の元素、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、
ＬはＣｒ、Ｍｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐ
ｔ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は
２種以上からなる元素であり、０原子％≦ｚ≦３０原子
％、４原子％≦ｖ≦１５原子％、２２原子％≦ｗ≦３３
原子％、０原子％≦ｑ≦１０原子％なる関係が好まし
い。
【００２３】上記Ｃｏ100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬqなる組
成式において、１２原子％≦１００−ｚ−ｖ−ｗ−ｑ≦
７４原子％なる関係が好ましい。また、上記Ｃｏ
100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬqなる組成式において、２２原
子％＜ｗ≦３３原子％の関係にされてなることが好まし
い。さらに、上記式３で表される組成系の高周波用高透
磁率金属ガラス合金は、１ｋＨｚでの透磁率が２０００
０以上であることを特徴とするものでも良い。
成式において、１２原子％≦１００−ｚ−ｖ−ｗ−ｑ≦
７４原子％なる関係が好ましい。また、上記Ｃｏ
100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬqなる組成式において、２２原
子％＜ｗ≦３３原子％の関係にされてなることが好まし
い。さらに、上記式３で表される組成系の高周波用高透
磁率金属ガラス合金は、１ｋＨｚでの透磁率が２０００
０以上であることを特徴とするものでも良い。
【００２４】上記の式３で表される高周波用高透磁率金
属ガラス合金において、前記の各元素群は一体となって
非晶質でかつ軟磁性を有する合金を形成しているが、そ
れぞれの元素群は下記の特性に寄与していると考えられ
る。 Ｃｏ ：合金の基となり磁性を担う。 Ｅ群 ：これも磁性を担う元素であるが、特にＦｅが８
原子％以上配合されるとガラス転移温度Ｔｇが生ずるよ
うになり、過冷却液体状態が得易くなる。ただし３０原
子％を越えると磁歪が１×１０-6より大となり好ましく
ない。 Ｍ群 ：過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘを拡大する効
果があり、非晶質を形成し易くする。配合量が４原子％
未満ではガラス転移温度Ｔｇが出現しなくなり好ましく
ない。また、１５原子％を越えると磁気特性が低下し、
特に、磁化が低下するため好ましくない。
属ガラス合金において、前記の各元素群は一体となって
非晶質でかつ軟磁性を有する合金を形成しているが、そ
れぞれの元素群は下記の特性に寄与していると考えられ
る。 Ｃｏ ：合金の基となり磁性を担う。 Ｅ群 ：これも磁性を担う元素であるが、特にＦｅが８
原子％以上配合されるとガラス転移温度Ｔｇが生ずるよ
うになり、過冷却液体状態が得易くなる。ただし３０原
子％を越えると磁歪が１×１０-6より大となり好ましく
ない。 Ｍ群 ：過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘを拡大する効
果があり、非晶質を形成し易くする。配合量が４原子％
未満ではガラス転移温度Ｔｇが出現しなくなり好ましく
ない。また、１５原子％を越えると磁気特性が低下し、
特に、磁化が低下するため好ましくない。
【００２５】Ｌ群：合金の耐食性を向上する効果があ
る。ただし、１０原子％を越えて多量に配合すると磁気
特性や非晶質形成性を劣化させるので好ましくない。 Ｂ ：高い非晶質形成能を有すると共に、２２原子％
以上、３３原子％以下の配合によって比抵抗を増大さ
せ、高周波領域での透磁率を高め、かつ熱安定性を高め
る効果がある。配合量は、２２原子％未満では非晶質形
成能が不十分でΔＴｘが減少し、また、比抵抗が小さ
く、高周波領域での透磁率が小さくなってしまい、また
３３原子％を越えると磁化等の磁気特性が低下し、か
つ、脆化が著しくなるために好ましくない。
る。ただし、１０原子％を越えて多量に配合すると磁気
特性や非晶質形成性を劣化させるので好ましくない。 Ｂ ：高い非晶質形成能を有すると共に、２２原子％
以上、３３原子％以下の配合によって比抵抗を増大さ
せ、高周波領域での透磁率を高め、かつ熱安定性を高め
る効果がある。配合量は、２２原子％未満では非晶質形
成能が不十分でΔＴｘが減少し、また、比抵抗が小さ
く、高周波領域での透磁率が小さくなってしまい、また
３３原子％を越えると磁化等の磁気特性が低下し、か
つ、脆化が著しくなるために好ましくない。
【００２６】前記式３で示される高周波用高透磁率金属
ガラス合金において、特に、ｖが１４≦ｖ≦１５（原子
％）であるとき、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上と広いものが好適に得られる。上記Ｍ群元素の
うちでもＮｂが好ましい。低磁歪性の高周波用高透磁率
金属ガラス合金が求められる場合には、前記の式３にお
いてＥ群（Ｆｅおよび／またはＮｉ）の配合量ｚを０原
子％〜２０原子％の範囲内とすることが好ましい。これ
によってΔＴｘを広くすることができる。磁歪の絶対値
を１０×１０-6より小さくすることができる。また、Ｅ
群の配合量ｚを０原子％〜８原子％の範囲内とすること
が好ましい。これによって、磁歪の絶対値を５×１０-6
より小さくすることができる。さらに、Ｅ群の配合量ｚ
は、０原子％〜３原子％の範囲内にされることがより好
ましく。これによって磁歪の絶対値が１×１０-6より小
さくすることができる。
ガラス合金において、特に、ｖが１４≦ｖ≦１５（原子
％）であるとき、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが２
０Ｋ以上と広いものが好適に得られる。上記Ｍ群元素の
うちでもＮｂが好ましい。低磁歪性の高周波用高透磁率
金属ガラス合金が求められる場合には、前記の式３にお
いてＥ群（Ｆｅおよび／またはＮｉ）の配合量ｚを０原
子％〜２０原子％の範囲内とすることが好ましい。これ
によってΔＴｘを広くすることができる。磁歪の絶対値
を１０×１０-6より小さくすることができる。また、Ｅ
群の配合量ｚを０原子％〜８原子％の範囲内とすること
が好ましい。これによって、磁歪の絶対値を５×１０-6
より小さくすることができる。さらに、Ｅ群の配合量ｚ
は、０原子％〜３原子％の範囲内にされることがより好
ましく。これによって磁歪の絶対値が１×１０-6より小
さくすることができる。
【００２７】上記式３で示される高周波用高透磁率金属
ガラス合金を製造するに際しては、前記元素からなる組
成物の溶融物を過冷却液体状態を保ったまま冷却し固化
する必要がある。冷却には一般的に急冷法と徐冷法とが
ある。急冷法の具体例としては、例えば単ロール法と呼
ばれる方法が知られている。この方法は、先ず各成分の
元素単体粉末を前記の組成割合となるように混合し、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合金の溶湯と
する。次にこの溶湯を、回転している冷却用金属ロール
に吹き付けて急冷することにより、薄帯状の金属ガラス
合金固体を得ることができる。
ガラス合金を製造するに際しては、前記元素からなる組
成物の溶融物を過冷却液体状態を保ったまま冷却し固化
する必要がある。冷却には一般的に急冷法と徐冷法とが
ある。急冷法の具体例としては、例えば単ロール法と呼
ばれる方法が知られている。この方法は、先ず各成分の
元素単体粉末を前記の組成割合となるように混合し、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合金の溶湯と
する。次にこの溶湯を、回転している冷却用金属ロール
に吹き付けて急冷することにより、薄帯状の金属ガラス
合金固体を得ることができる。
【００２８】得られた薄帯は粉砕し、この非晶質粉末を
型に入れ、密圧しながら粉末の表面が互いに融着する温
度に加熱し、焼結することによってブロック形状の成形
物を製造することができる。また合金の溶湯を単ロール
法で冷却する際、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが十
分に大きければ、冷却速度を緩和することができるの
で、比較的厚みの厚い板状固体を得ることができ、例え
ばトランスのコア材等を成形することができる。更に、
本発明の高周波用高透磁率金属ガラス合金は、過冷却液
体領域の温度間隔ΔＴｘが十分に大きいことを利用し
て、鋳型など徐冷による鋳造も可能になる。更に液中紡
糸法などにより細線を形成したり、スパッタ、蒸着など
により薄膜化することも可能である。
型に入れ、密圧しながら粉末の表面が互いに融着する温
度に加熱し、焼結することによってブロック形状の成形
物を製造することができる。また合金の溶湯を単ロール
法で冷却する際、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘが十
分に大きければ、冷却速度を緩和することができるの
で、比較的厚みの厚い板状固体を得ることができ、例え
ばトランスのコア材等を成形することができる。更に、
本発明の高周波用高透磁率金属ガラス合金は、過冷却液
体領域の温度間隔ΔＴｘが十分に大きいことを利用し
て、鋳型など徐冷による鋳造も可能になる。更に液中紡
糸法などにより細線を形成したり、スパッタ、蒸着など
により薄膜化することも可能である。
【００２９】以上詳しく説明したように本発明の高周波
用高透磁率金属ガラス合金は、上述のような構成とした
ことにより、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが極めて
広く、室温で軟磁性を示し、従来の液体急冷法で得られ
る非晶質合金薄帯より厚く製造でき、しかも磁歪が低
く、比抵抗が高く、高周波領域での透磁率が高いもので
あるので、トランスや磁気ヘッドの部材として有用であ
るばかりでなく、磁性材料に交流電流を印加したとき素
材にインピーダンスによる電圧が発生し、その振幅が素
材の長さ方向の外部磁界によって変化するいわゆるＭＩ
効果が発現するところから、ＭＩ素子としても適用が可
能である。
用高透磁率金属ガラス合金は、上述のような構成とした
ことにより、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが極めて
広く、室温で軟磁性を示し、従来の液体急冷法で得られ
る非晶質合金薄帯より厚く製造でき、しかも磁歪が低
く、比抵抗が高く、高周波領域での透磁率が高いもので
あるので、トランスや磁気ヘッドの部材として有用であ
るばかりでなく、磁性材料に交流電流を印加したとき素
材にインピーダンスによる電圧が発生し、その振幅が素
材の長さ方向の外部磁界によって変化するいわゆるＭＩ
効果が発現するところから、ＭＩ素子としても適用が可
能である。
【００３０】
【実施例】ＦｅとＮｂの単体純金属と純ボロン結晶をＡ
ｒ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１３〜２
２μｍ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、さらにＢ−Ｈループト
レーサによりＢ−Ｈループを得るとともに、インピーダ
ンスアナライザにより１ｋＨｚにおける透磁率について
も測定した。
ｒ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１３〜２
２μｍ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、さらにＢ−Ｈループト
レーサによりＢ−Ｈループを得るとともに、インピーダ
ンスアナライザにより１ｋＨｚにおける透磁率について
も測定した。
【００３１】図１は、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Ｆｅ70-xＮｂxＢ30（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。得られたパターンのうちＮｂ
の含有量が０のものは、結晶相と考えられるピークが認
められ、Ｎｂを２原子％（ａｔ％）以上含むものは、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、アモルファスであることが明らかであり、Ｎｂの
添加量が多くなるに従ってアモルファス形成能を向上で
きることがわかる。図２は、図１に示す各組成の試料の
ＤＳＣ曲線を求めた結果を示す。図２からＮｂを２原子
％含む試料においては、温度を上昇させても過冷却液体
領域が認められないが、Ｎｂを４原子％以上含む試料に
おいては、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２に示すＴx
−Ｔgの値は、Ｎｂを４原子％以上含む試料では、いず
れも２０Ｋを超え、３２〜７１Ｋの範囲になっている。
従ってＦｅ−Ｂ系の合金にＮｂを添加する場合、４原子
％以上とすることが好ましいことがわかる。
る際の急冷状態のままのＦｅ70-xＮｂxＢ30（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。得られたパターンのうちＮｂ
の含有量が０のものは、結晶相と考えられるピークが認
められ、Ｎｂを２原子％（ａｔ％）以上含むものは、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、アモルファスであることが明らかであり、Ｎｂの
添加量が多くなるに従ってアモルファス形成能を向上で
きることがわかる。図２は、図１に示す各組成の試料の
ＤＳＣ曲線を求めた結果を示す。図２からＮｂを２原子
％含む試料においては、温度を上昇させても過冷却液体
領域が認められないが、Ｎｂを４原子％以上含む試料に
おいては、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２に示すＴx
−Ｔgの値は、Ｎｂを４原子％以上含む試料では、いず
れも２０Ｋを超え、３２〜７１Ｋの範囲になっている。
従ってＦｅ−Ｂ系の合金にＮｂを添加する場合、４原子
％以上とすることが好ましいことがわかる。
【００３２】図３はＦｅ100-x-yＮｂxＢyなる組成系に
おけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦｅとＮｂと
Ｂ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
ＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成図、
図５は同組成系における保磁力（Ｈｃ）の値に対するＦ
ｅとＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成
図、図６は同組成系における飽和磁歪（λｓ）の値に対
するＦｅとＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示す三
角組成図、図７は同組成系における透磁率（μｅ）の値
に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示
す三角組成図である。また、Ｆｅ70-xＮｂxＢ30（x＝
０,２,４,６,８,１０原子％ ）なる組成の試料のＴｇと
ＴxとΔＴxと飽和磁化（Ｉs）と保磁力（Ａｍ-1）と飽
和磁歪（λｓ）と実効透磁率（μｅ：１ｋＨｚ）の測定
結果を下記表１に示す。
おけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦｅとＮｂと
Ｂ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
ＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成図、
図５は同組成系における保磁力（Ｈｃ）の値に対するＦ
ｅとＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成
図、図６は同組成系における飽和磁歪（λｓ）の値に対
するＦｅとＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示す三
角組成図、図７は同組成系における透磁率（μｅ）の値
に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれの含有量依存性を示
す三角組成図である。また、Ｆｅ70-xＮｂxＢ30（x＝
０,２,４,６,８,１０原子％ ）なる組成の試料のＴｇと
ＴxとΔＴxと飽和磁化（Ｉs）と保磁力（Ａｍ-1）と飽
和磁歪（λｓ）と実効透磁率（μｅ：１ｋＨｚ）の測定
結果を下記表１に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】図３に示す結果から明らかなように、Ｆｅ
100-x-yＮｂxＢyなる組成系においてΔＴxに関し、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５０Ｋ以上にするには、Ｂ含有量を２
４原子％（ａｔ％）以上、３３原子％以下、Ｎｂ含有量
を６原子％以上、１１原子％以下にすることが好ましい
ことがわかる。また、ΔＴxを６０Ｋ以上にするには、
Ｂ含有量を２６原子％以上、３２原子％以下、Ｎｂ含有
量を６原子％以上、１０原子％以下にすることが好まし
いことがわかる。またΔＴxを７１Ｋにするには、Ｂ含
有量を３０原子％、Ｎｂ含有量を８原子％にすることが
好ましいことがわかる。また、図４、図５、図６、図７
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。
100-x-yＮｂxＢyなる組成系においてΔＴxに関し、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５０Ｋ以上にするには、Ｂ含有量を２
４原子％（ａｔ％）以上、３３原子％以下、Ｎｂ含有量
を６原子％以上、１１原子％以下にすることが好ましい
ことがわかる。また、ΔＴxを６０Ｋ以上にするには、
Ｂ含有量を２６原子％以上、３２原子％以下、Ｎｂ含有
量を６原子％以上、１０原子％以下にすることが好まし
いことがわかる。またΔＴxを７１Ｋにするには、Ｂ含
有量を３０原子％、Ｎｂ含有量を８原子％にすることが
好ましいことがわかる。また、図４、図５、図６、図７
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。
【００３５】図８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Ｔ62Ｎｂ8Ｂ
30なる組成（Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）の試料のＤＳＣ曲
線を求めた結果を示す。図８に示す結果から明らかなよ
うに、Ｔ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成系において、ＴがＮｉで
ある試料においては、温度を上昇させても過冷却液体領
域が認められないが、ＴがＦｅあるいはＣｏである組成
系は、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、Ｃｏ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料
においては、発熱ピークが２段現れている。従ってこの
系の合金のＴとしてはＦｅを含有させることが好ましい
ことがわかる。
り製造し、製造する際の急冷状態のままのＴ62Ｎｂ8Ｂ
30なる組成（Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）の試料のＤＳＣ曲
線を求めた結果を示す。図８に示す結果から明らかなよ
うに、Ｔ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成系において、ＴがＮｉで
ある試料においては、温度を上昇させても過冷却液体領
域が認められないが、ＴがＦｅあるいはＣｏである組成
系は、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、Ｃｏ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料
においては、発熱ピークが２段現れている。従ってこの
系の合金のＴとしてはＦｅを含有させることが好ましい
ことがわかる。
【００３６】図９は、Ｔ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成（Ｔ＝Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）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α-Ｆ
ｅ、○はＦｅ2Ｂ、●はＦｅＮｂ2Ｂ2、▲はＣｏ21Ｎｂ2
Ｂ6、△はＣｏ2Ｂ、□はＮｉ3Ｂ、■ＮｉＮｂＢ2のピー
クを示す。Ｎｉ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料で図８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（８５６Ｋ）で６００秒熱処理を行っ
たが、Ｎｉ3Ｂ、ＮｉＮｂＢ2のピークが認められた。Ｃ
ｏ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料で、図８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２の発熱
ピーク付近の温度１０５５Ｋで６００秒熱処理したもの
では、Ｃｏ21Ｎｂ2Ｂ6、Ｃｏ2Ｂのピークが認められ
た。Ｆｅ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料で図８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（１０４５Ｋ）で６００秒熱処理を行った
が、α-Ｆｅ、Ｆｅ2Ｂ、ＦｅＮｂ2Ｂ2のピークが認めら
れた。
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）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α-Ｆ
ｅ、○はＦｅ2Ｂ、●はＦｅＮｂ2Ｂ2、▲はＣｏ21Ｎｂ2
Ｂ6、△はＣｏ2Ｂ、□はＮｉ3Ｂ、■ＮｉＮｂＢ2のピー
クを示す。Ｎｉ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料で図８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（８５６Ｋ）で６００秒熱処理を行っ
たが、Ｎｉ3Ｂ、ＮｉＮｂＢ2のピークが認められた。Ｃ
ｏ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料で、図８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２の発熱
ピーク付近の温度１０５５Ｋで６００秒熱処理したもの
では、Ｃｏ21Ｎｂ2Ｂ6、Ｃｏ2Ｂのピークが認められ
た。Ｆｅ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料で図８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（１０４５Ｋ）で６００秒熱処理を行った
が、α-Ｆｅ、Ｆｅ2Ｂ、ＦｅＮｂ2Ｂ2のピークが認めら
れた。
【００３７】これらの結果から、Ｎｉ62Ｎｂ8Ｂ30なる
組成の試料やＦｅ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料のように
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α-ＦｅとＦｅ2ＢとＦｅＮｂ2Ｂ2あるいはＮ
ｉ3ＢとＮｉＮｂＢ2が析出し、Ｃｏ62Ｎｂ8Ｂ30なる組
成の試料のように２つの発熱ピークを持つ試料では、２
つめの発熱ピーク時にＣｏ21Ｎｂ2Ｂ6、Ｃｏ2Ｂが析出
していることが明らかになった。
組成の試料やＦｅ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成の試料のように
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α-ＦｅとＦｅ2ＢとＦｅＮｂ2Ｂ2あるいはＮ
ｉ3ＢとＮｉＮｂＢ2が析出し、Ｃｏ62Ｎｂ8Ｂ30なる組
成の試料のように２つの発熱ピークを持つ試料では、２
つめの発熱ピーク時にＣｏ21Ｎｂ2Ｂ6、Ｃｏ2Ｂが析出
していることが明らかになった。
【００３８】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Ｆｅ62-xＣ
ｏxＮｂ8Ｂ30なる組成（ｘ＝０、１０、４０、６２）の
試料のＤＳＣ曲線を求めた結果を示す。図１０に示す結
果から明らかなように、これらのいずれの試料において
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、Ｆｅ22Ｃｏ40Ｎｂ8Ｂ30なる組成の
試料とＣｏ62Ｎｂ8Ｂ30においては、発熱ピークが２段
現れている。
より製造し、製造する際の急冷状態のままのＦｅ62-xＣ
ｏxＮｂ8Ｂ30なる組成（ｘ＝０、１０、４０、６２）の
試料のＤＳＣ曲線を求めた結果を示す。図１０に示す結
果から明らかなように、これらのいずれの試料において
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、Ｆｅ22Ｃｏ40Ｎｂ8Ｂ30なる組成の
試料とＣｏ62Ｎｂ8Ｂ30においては、発熱ピークが２段
現れている。
【００３９】図１１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Ｆｅ62-x-y
ＣｏxＮｉyＮｂ8Ｂ30（ｘ、ｙ＝０、ｘ＝６２、ｙ＝６
２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。これらのいずれの試料においても、アモ
ルファスを示す典型的なブロードパターンであり、アモ
ルファスであることが明らかであり、ＮｉやＣｏの添加
量が少なくなるに従ってアモルファス形成能が向上でき
ることがわかる。
より製造し、製造する際の急冷状態のままのＦｅ62-x-y
ＣｏxＮｉyＮｂ8Ｂ30（ｘ、ｙ＝０、ｘ＝６２、ｙ＝６
２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。これらのいずれの試料においても、アモ
ルファスを示す典型的なブロードパターンであり、アモ
ルファスであることが明らかであり、ＮｉやＣｏの添加
量が少なくなるに従ってアモルファス形成能が向上でき
ることがわかる。
【００４０】図１２は（ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30な
る組成系における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１３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、図１４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、図１５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。
る組成系における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１３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、図１４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、図１５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。
【００４１】図１２に示す結果から明らかなように、
（ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30なる組成系においてＣｏ
を増加し、Ｎｉの減少によりΔＴxが大きな値になって
いることがわかり、８０Ｋを越える広いΔＴxがＣｏを
４０原子％（ａｔ％）含む組成系においても得られてお
り、また、８７Ｋと広いΔＴxがＣｏを１０原子％含む
組成系においても得られていることがわかる。また、図
１３、図１４、図１５と図１２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。
（ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30なる組成系においてＣｏ
を増加し、Ｎｉの減少によりΔＴxが大きな値になって
いることがわかり、８０Ｋを越える広いΔＴxがＣｏを
４０原子％（ａｔ％）含む組成系においても得られてお
り、また、８７Ｋと広いΔＴxがＣｏを１０原子％含む
組成系においても得られていることがわかる。また、図
１３、図１４、図１５と図１２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。
【００４２】図１６に先の実施例と同じ単ロール法によ
り製造したＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料
とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料を保持温
度８５７Ｋ、保持時間６００秒で熱処理し、これら薄帯
試料が使用される時の周波数と、実効透磁率との関係に
ついて調べた結果を示す。また、比較のために先の実施
例と同じ単ロール法により製造したＦｅ58Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚ
ｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料を保持温度７７１Ｋ、保持
時間６００秒で熱処理し、またＣｏ63Ｆｅ7Ｚｒ6Ｔａ4
Ｂ20なる組成の薄帯試料を保持温度８０８Ｋ、保持時間
６００秒で熱処理し、これら薄帯試料が使用される時の
周波数と、実効透磁率との関係について調べた結果を図
１６に合わせて示す。また、比較のためにＦｅ78Ｓｉ9
Ｂ13からなるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５Ｓ２（商品名；ア
ライド社）の薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ
−Ｂ系のＭＥＴＧＬＡＳ２７０５Ｍ（商品名；アライド
社）の薄帯試料が使用される時の周波数と実効透磁率と
の関係について調べた結果を図１６に合わせて示す。ま
た、上記のＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料
とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料、Ｆｅ58
Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｃｏ63Ｆｅ7
Ｚｒ6Ｔａ4Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13
からなるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５Ｓ２（商品名；アライ
ド社）の薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ
系のＭＥＴＧＬＡＳ２７０５Ｍ（商品名；アライド社）
の薄帯試料のＴｇとＴxとΔＴxと飽和磁化（Ｉs）と保
磁力（Ａｍ-1）と飽和磁歪（λｓ）と実効透磁率（μ
ｅ：１ｋＨｚ）、室温での比抵抗（ρRT）の測定結果を
下記表２に示す。
り製造したＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料
とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料を保持温
度８５７Ｋ、保持時間６００秒で熱処理し、これら薄帯
試料が使用される時の周波数と、実効透磁率との関係に
ついて調べた結果を示す。また、比較のために先の実施
例と同じ単ロール法により製造したＦｅ58Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚ
ｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料を保持温度７７１Ｋ、保持
時間６００秒で熱処理し、またＣｏ63Ｆｅ7Ｚｒ6Ｔａ4
Ｂ20なる組成の薄帯試料を保持温度８０８Ｋ、保持時間
６００秒で熱処理し、これら薄帯試料が使用される時の
周波数と、実効透磁率との関係について調べた結果を図
１６に合わせて示す。また、比較のためにＦｅ78Ｓｉ9
Ｂ13からなるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５Ｓ２（商品名；ア
ライド社）の薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ
−Ｂ系のＭＥＴＧＬＡＳ２７０５Ｍ（商品名；アライド
社）の薄帯試料が使用される時の周波数と実効透磁率と
の関係について調べた結果を図１６に合わせて示す。ま
た、上記のＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料
とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料、Ｆｅ58
Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｃｏ63Ｆｅ7
Ｚｒ6Ｔａ4Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13
からなるＭＥＴＧＬＡＳ２６０５Ｓ２（商品名；アライ
ド社）の薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ
系のＭＥＴＧＬＡＳ２７０５Ｍ（商品名；アライド社）
の薄帯試料のＴｇとＴxとΔＴxと飽和磁化（Ｉs）と保
磁力（Ａｍ-1）と飽和磁歪（λｓ）と実効透磁率（μ
ｅ：１ｋＨｚ）、室温での比抵抗（ρRT）の測定結果を
下記表２に示す。
【００４３】
【表２】
【００４４】図１６および表２から比較例のＦｅ78Ｓｉ
9Ｂ13からなる薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓ
ｉ−Ｂ系の薄帯試料では、使用周波数が大きくなるにし
たがって実効透磁率が急激に低下しており、使用周波数
により特性に大きなバラツキが生じてしまうことがわか
る。また、これら比較例の薄帯試料は、５０ｋＨｚ以上
の周波数領域において、本発明の実施例のＣｏ40Ｆｅ22
Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30
なる組成の薄帯試料よりも実効透磁率の値が小さくなっ
ている。また、比較例のＦｅ58Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20な
る組成の薄帯試料は、１ｋＨｚ〜１０００ｋＨｚの周波
数領域において本発明の実施例のＣｏ 40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ
30なる組成の薄帯試料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組
成の薄帯試料よりも実効透磁率の値が小さくなってい
る。また、比較例のＣｏ63Ｆｅ7Ｚｒ6Ｔａ4Ｂ20なる組
成の薄帯試料は、１ｋＨｚ以上の周波数領域において本
発明の実施例のＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯
試料よりも実効透磁率の値が小さくなっている。
9Ｂ13からなる薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓ
ｉ−Ｂ系の薄帯試料では、使用周波数が大きくなるにし
たがって実効透磁率が急激に低下しており、使用周波数
により特性に大きなバラツキが生じてしまうことがわか
る。また、これら比較例の薄帯試料は、５０ｋＨｚ以上
の周波数領域において、本発明の実施例のＣｏ40Ｆｅ22
Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30
なる組成の薄帯試料よりも実効透磁率の値が小さくなっ
ている。また、比較例のＦｅ58Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20な
る組成の薄帯試料は、１ｋＨｚ〜１０００ｋＨｚの周波
数領域において本発明の実施例のＣｏ 40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ
30なる組成の薄帯試料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組
成の薄帯試料よりも実効透磁率の値が小さくなってい
る。また、比較例のＣｏ63Ｆｅ7Ｚｒ6Ｔａ4Ｂ20なる組
成の薄帯試料は、１ｋＨｚ以上の周波数領域において本
発明の実施例のＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯
試料よりも実効透磁率の値が小さくなっている。
【００４５】これに対して本発明の実施例のＣｏ40Ｆｅ
22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ
30なる組成の薄帯試料は、約５０ｋＨｚまで実効透磁率
の値がほぼ一定であり、１００ｋＨｚを超える高周波領
域になると緩やかに低下している。また、本発明の実施
例のＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料とＦｅ
52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料は、Ｆｅ58Ｃｏ7
Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料に比べて飽和磁化が
低いが、１ｋＨｚにおける実効透磁率が大きいうえ、比
抵抗がいずれの比較例の薄試料よりも大きく、コア材と
して用いても磁心損失が小さくなると考えられ、高周波
用材料として優れたものであることが分かる。
22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ
30なる組成の薄帯試料は、約５０ｋＨｚまで実効透磁率
の値がほぼ一定であり、１００ｋＨｚを超える高周波領
域になると緩やかに低下している。また、本発明の実施
例のＣｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料とＦｅ
52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料は、Ｆｅ58Ｃｏ7
Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料に比べて飽和磁化が
低いが、１ｋＨｚにおける実効透磁率が大きいうえ、比
抵抗がいずれの比較例の薄試料よりも大きく、コア材と
して用いても磁心損失が小さくなると考えられ、高周波
用材料として優れたものであることが分かる。
【００４６】
【発明の効果】以上詳しく説明したように本発明の高周
波用高透磁率金属ガラス合金は、上述のような構成とし
たことにより、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが極め
て広く、室温で軟磁性を示し、従来の液体急冷法で得ら
れる非晶質合金薄帯より厚く製造でき、しかも磁歪が低
く、比抵抗が高く、高周波領域での透磁率が高いもので
あるので、トランスや磁気ヘッドの部材として有用であ
るばかりでなく、磁性材料に交流電流を印加したとき素
材にインピーダンスによる電圧が発生し、その振幅が素
材の長さ方向の外部磁界によって変化するいわゆるＭＩ
効果が発現するところから、ＭＩ素子としても適用が可
能である。
波用高透磁率金属ガラス合金は、上述のような構成とし
たことにより、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが極め
て広く、室温で軟磁性を示し、従来の液体急冷法で得ら
れる非晶質合金薄帯より厚く製造でき、しかも磁歪が低
く、比抵抗が高く、高周波領域での透磁率が高いもので
あるので、トランスや磁気ヘッドの部材として有用であ
るばかりでなく、磁性材料に交流電流を印加したとき素
材にインピーダンスによる電圧が発生し、その振幅が素
材の長さ方向の外部磁界によって変化するいわゆるＭＩ
効果が発現するところから、ＭＩ素子としても適用が可
能である。
【図１】 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Ｆｅ70 -xＮｂxＢ30（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。
状態のままのＦｅ70 -xＮｂxＢ30（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２】 図１に示す各組成の試料のＤＳＣ曲線を求め
た結果を示す図である。
た結果を示す図である。
【図３】 Ｆｅ100-x-yＮｂxＢyなる組成系におけるΔ
Ｔx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦｅとＮｂとＢのそれ
ぞれの含有量依存性を示す三角組成図である。
Ｔx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦｅとＮｂとＢ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】 Ｆｅ100-x-yＮｂxＢyなる組成系における飽
和磁化（Ｉｓ）の値に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれ
の含有量依存性を示す三角組成図である。
和磁化（Ｉｓ）の値に対するＦｅとＮｂとＢ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】 Ｆｅ100-x-yＮｂxＢyなる組成系における保
磁力（Ｈｃ）の値に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれの
含有量依存性を示す三角組成図である。
磁力（Ｈｃ）の値に対するＦｅとＮｂとＢ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】 Ｆｅ100-x-yＮｂxＢyなる組成系における飽
和磁歪（λｓ）の値に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれ
の含有量依存性を示す三角組成図である。
和磁歪（λｓ）の値に対するＦｅとＮｂとＢ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】 Ｆｅ100-x-yＮｂxＢyなる同組成系における
透磁率（μｅ）の値に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれ
の含有量依存性を示す三角組成図である。
透磁率（μｅ）の値に対するＦｅとＮｂとＢのそれぞれ
の含有量依存性を示す三角組成図である。
【図８】 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Ｔ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成（Ｔ＝Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ）の試料のＤＳＣ曲線を求めた結果を示す図で
ある。
状態のままのＴ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成（Ｔ＝Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ）の試料のＤＳＣ曲線を求めた結果を示す図で
ある。
【図９】 Ｔ62Ｎｂ8Ｂ30なる組成（Ｔ＝Ｆｅ、Ｃｏ、
Ｎｉ）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。
Ｎｉ）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１０】 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Ｆｅ 62-xＣｏxＮｂ8Ｂ30なる組成（ｘ＝
０、１０、４０、６２）の試料のＤＳＣ曲線を求めた結
果を示す図である。
冷状態のままのＦｅ 62-xＣｏxＮｂ8Ｂ30なる組成（ｘ＝
０、１０、４０、６２）の試料のＤＳＣ曲線を求めた結
果を示す図である。
【図１１】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Ｆｅ62 -x-yＣｏxＮｉyＮｂ8Ｂ30（ｘ、ｙ
＝０、ｘ＝６２、ｙ＝６２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。
状態のままのＦｅ62 -x-yＣｏxＮｉyＮｂ8Ｂ30（ｘ、ｙ
＝０、ｘ＝６２、ｙ＝６２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１２】（ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30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。
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１３】 （ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30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である。
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である。
【図１４】 （ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30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。
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１５】 （ＦｅＣｏＮｉ）62Ｎｂ8Ｂ30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。
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１６】 Ｃｏ40Ｆｅ22Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試
料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料、Ｆｅ
58Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｃｏ63Ｆ
ｅ7Ｚｒ6Ｔａ4Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ
13からなる薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−
Ｂ系の薄帯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。
料とＦｅ52Ｃｏ10Ｎｂ8Ｂ30なる組成の薄帯試料、Ｆｅ
58Ｃｏ7Ｎｉ7Ｚｒ8Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｃｏ63Ｆ
ｅ7Ｚｒ6Ｔａ4Ｂ20なる組成の薄帯試料、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ
13からなる薄帯試料、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓｉ−
Ｂ系の薄帯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。
Claims (9)
- 【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とを含み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（但し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以上を
有し、比抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上であることを特徴
とする高周波用高透磁率金属ガラス合金。 - 【請求項２】 下記の組成式で表されることを特徴とす
る請求項１に記載の高周波用高透磁率金属ガラス合金。 Ｔ100-x-yＭxＢy 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上
の元素、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、
４原子％≦ｘ≦１５原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子
％である。 - 【請求項３】 ΔＴxが５０Ｋ以上を有し、前記Ｔ
100-x-yＭxＢyなる組成式において、５原子％≦ｘ≦１
２原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子％の関係にされて
なることを特徴とする請求項２に記載の高周波用高透磁
率金属ガラス合金。 - 【請求項４】 ΔＴxが６０Ｋ以上を有し、前記Ｔ
100-x-yＭxＢyなる組成式において、６原子％≦ｘ≦１
０原子％、２５原子％≦ｙ≦３２原子％の関係にされて
なることを特徴とする請求項２に記載の高周波用高透磁
率金属ガラス合金。 - 【請求項５】 下記の組成式で表されることを特徴とす
る請求項１に記載の高周波用高透磁率金属ガラス合金。 （Ｆｅ1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢy 但し、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、０≦
ａ≦０．８５、０≦ｂ≦０．４５、４原子％≦ｘ≦１５
原子％、２２原子％≦ｙ≦３３原子％である。 - 【請求項６】 ΔＴxが７０Ｋ以上を有し、前記（Ｆｅ
1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式において、
０≦ａ≦０．７５、０≦ｂ≦０．３５の関係にされてな
ることを特徴とする請求項５に記載の高周波用高透磁率
金属ガラス合金。 - 【請求項７】 ΔＴxが８０Ｋ以上を有し、前記（Ｆｅ
1-a-bＣｏaＮｉb）100-x-yＭxＢyなる組成式において、
０．０８≦ａ≦０．６５、０≦ｂ≦０．２の関係にされ
てなることを特徴とする請求項５に記載の高周波用高透
磁率金属ガラス合金。 - 【請求項８】 下記の組成式で表されることを特徴とす
る請求項１に記載の高周波用高透磁率金属ガラス合金。 Ｃｏ100-z-v-w-qＥzＭvＢwＬq 但し、ＥはＦｅ、Ｎｉのうちの１種又は２種の元素、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、ＬはＣｒ、Ｍ
ｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、Ｇ
ａ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上から
なる元素、０原子％≦ｚ≦３０原子％、４原子％≦ｖ≦
１５原子％、２２原子％≦ｗ≦３３原子％、０原子％≦
ｑ≦１０原子％である。 - 【請求項９】 １ｋＨｚでの透磁率が２００００以上で
あることを特徴とする請求項１乃至８のいずれかに記載
の高周波用高透磁率金属ガラス合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00352999A JP3877893B2 (ja) | 1999-01-08 | 1999-01-08 | 高周波用高透磁率金属ガラス合金 |
| US09/388,761 US6350323B1 (en) | 1999-01-08 | 1999-09-02 | High permeability metal glassy alloy for high frequencies |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00352999A JP3877893B2 (ja) | 1999-01-08 | 1999-01-08 | 高周波用高透磁率金属ガラス合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000204452A true JP2000204452A (ja) | 2000-07-25 |
| JP3877893B2 JP3877893B2 (ja) | 2007-02-07 |
Family
ID=11559926
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00352999A Expired - Lifetime JP3877893B2 (ja) | 1999-01-08 | 1999-01-08 | 高周波用高透磁率金属ガラス合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6350323B1 (ja) |
| JP (1) | JP3877893B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100895915B1 (ko) | 2006-02-02 | 2009-05-07 | 엔이씨 도낀 가부시끼가이샤 | 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자 |
| DE112008002495T5 (de) | 2007-09-18 | 2010-10-21 | Nec Tokin Corp., Sendai | Weichmagnetische amorphe Legierung |
| JP2011063858A (ja) * | 2009-09-17 | 2011-03-31 | Tohoku Techno Arch Co Ltd | 非晶質合金、光学部品および光学部品の製造方法 |
| KR20150141102A (ko) * | 2014-06-09 | 2015-12-17 | 삼성전자주식회사 | 비정질 합금 |
| JP2021107575A (ja) * | 2019-12-27 | 2021-07-29 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金粉末、磁気コア、磁性部品および電子機器 |
| US12618125B2 (en) | 2019-12-27 | 2026-05-05 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy powder, magnetic core, magnetic component and electronic device |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6594157B2 (en) * | 2000-03-21 | 2003-07-15 | Alps Electric Co., Ltd. | Low-loss magnetic powder core, and switching power supply, active filter, filter, and amplifying device using the same |
| US7541909B2 (en) * | 2002-02-08 | 2009-06-02 | Metglas, Inc. | Filter circuit having an Fe-based core |
| US7170378B2 (en) * | 2003-08-22 | 2007-01-30 | Nec Tokin Corporation | Magnetic core for high frequency and inductive component using same |
| TWI268289B (en) * | 2004-05-28 | 2006-12-11 | Tsung-Shune Chin | Ternary and multi-nary iron-based bulk glassy alloys and nanocrystalline alloys |
| US8704134B2 (en) * | 2005-02-11 | 2014-04-22 | The Nanosteel Company, Inc. | High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials |
| US7553382B2 (en) * | 2005-02-11 | 2009-06-30 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
| US7935198B2 (en) * | 2005-02-11 | 2011-05-03 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
| EP2285997A1 (en) * | 2008-04-15 | 2011-02-23 | OCAS Onderzoekscentrum voor Aanwending van Staal N.V. | Amorphous alloy and process for producing products made thereof |
| CN102373388A (zh) * | 2011-10-24 | 2012-03-14 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 具有超大过冷区间的钴铁基块体金属玻璃及其制备方法 |
| US10043607B2 (en) | 2016-05-02 | 2018-08-07 | International Business Machines Corporation | Electrolessly formed high resistivity magnetic materials |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4221592A (en) * | 1977-09-02 | 1980-09-09 | Allied Chemical Corporation | Glassy alloys which include iron group elements and boron |
| US4140525A (en) * | 1978-01-03 | 1979-02-20 | Allied Chemical Corporation | Ultra-high strength glassy alloys |
| US4755239A (en) * | 1983-04-08 | 1988-07-05 | Allied-Signal Inc. | Low magnetostriction amorphous metal alloys |
| JP3904250B2 (ja) | 1995-06-02 | 2007-04-11 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Ｆｅ系金属ガラス合金 |
| DE19802349B4 (de) * | 1997-01-23 | 2010-04-15 | Alps Electric Co., Ltd. | Weichmagnetische amorphe Legierung, amorphe Legierung hoher Härte und ihre Verwendung |
| JPH11131199A (ja) | 1997-01-23 | 1999-05-18 | Akihisa Inoue | 軟磁性金属ガラス合金 |
| JP4216918B2 (ja) | 1997-03-25 | 2009-01-28 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Ｃｏ基非晶質軟磁性合金 |
-
1999
- 1999-01-08 JP JP00352999A patent/JP3877893B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1999-09-02 US US09/388,761 patent/US6350323B1/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100895915B1 (ko) | 2006-02-02 | 2009-05-07 | 엔이씨 도낀 가부시끼가이샤 | 비결정 연자성 합금 및 상기 비결정 연자성 합금을 이용한인덕턴스 소자 |
| US10984932B2 (en) | 2006-02-02 | 2021-04-20 | Tokin Corporation | Amorphous soft magnetic alloy and inductance component using the same |
| DE112008002495T5 (de) | 2007-09-18 | 2010-10-21 | Nec Tokin Corp., Sendai | Weichmagnetische amorphe Legierung |
| JP2011063858A (ja) * | 2009-09-17 | 2011-03-31 | Tohoku Techno Arch Co Ltd | 非晶質合金、光学部品および光学部品の製造方法 |
| KR20150141102A (ko) * | 2014-06-09 | 2015-12-17 | 삼성전자주식회사 | 비정질 합금 |
| KR102367916B1 (ko) | 2014-06-09 | 2022-02-25 | 삼성전자주식회사 | 비정질 합금 |
| JP2021107575A (ja) * | 2019-12-27 | 2021-07-29 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金粉末、磁気コア、磁性部品および電子機器 |
| JP7702238B2 (ja) | 2019-12-27 | 2025-07-03 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金粉末、磁気コア、磁性部品および電子機器 |
| US12618125B2 (en) | 2019-12-27 | 2026-05-05 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy powder, magnetic core, magnetic component and electronic device |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3877893B2 (ja) | 2007-02-07 |
| US6350323B1 (en) | 2002-02-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5976274A (en) | Soft magnetic amorphous alloy and high hardness amorphous alloy and high hardness tool using the same | |
| US5340413A (en) | Fe-NI based soft magnetic alloys having nanocrystalline structure | |
| US4152144A (en) | Metallic glasses having a combination of high permeability, low magnetostriction, low ac core loss and high thermal stability | |
| Suzuki et al. | Soft magnetic properties of nanocrystalline bcc Fe‐Zr‐B and Fe‐M‐B‐Cu (M= transition metal) alloys with high saturation magnetization | |
| US5961745A (en) | Fe Based soft magnetic glassy alloy | |
| JP3877893B2 (ja) | 高周波用高透磁率金属ガラス合金 | |
| JP2008231462A (ja) | 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品 | |
| EP0867897B1 (en) | Fe based hard magnetic alloy having super-cooled liquid region | |
| US6077367A (en) | Method of production glassy alloy | |
| JP2008231534A5 (ja) | ||
| KR20190086387A (ko) | 연자성 합금 및 자성 부품 | |
| JP2006040906A (ja) | 高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性成形体の製造方法 | |
| JP3929327B2 (ja) | 軟磁性金属ガラス合金 | |
| JP4216918B2 (ja) | Ｃｏ基非晶質軟磁性合金 | |
| JP2003301247A (ja) | 軟磁性Ｃｏ基金属ガラス合金 | |
| JPH0448005A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金粉末とその製造方法およびそれを用いた圧粉磁心 | |
| KR20210152361A (ko) | 초 연자성 Fe계 비정질 합금 | |
| JPH11131199A (ja) | 軟磁性金属ガラス合金 | |
| Inoue et al. | High-frequency permeability characteristics of Fe-and Co-based amorphous alloys with high B concentrations | |
| JP2718261B2 (ja) | 磁性合金およびその製造方法 | |
| JP4043613B2 (ja) | 過冷却液体領域を有するＦｅ基硬磁性合金 | |
| JP5069408B2 (ja) | 非晶質磁性合金 | |
| KR100473620B1 (ko) | 철-지르코늄-붕소-은 계 연자성 재료 및 박막의 제조방법 | |
| JP3058675B2 (ja) | 超微結晶磁性合金 | |
| JP4302198B2 (ja) | 過冷却液体領域を有するＦｅ基硬磁性合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040227 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060801 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20061002 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20061024 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061101 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101110 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101110 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111110 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111110 Year of fee payment: 5 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111110 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111110 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121110 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121110 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131110 Year of fee payment: 7 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |