JPH10226856A - 金属ガラス合金の製造方法 - Google Patents
金属ガラス合金の製造方法Info
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- JPH10226856A JPH10226856A JP9035342A JP3534297A JPH10226856A JP H10226856 A JPH10226856 A JP H10226856A JP 9035342 A JP9035342 A JP 9035342A JP 3534297 A JP3534297 A JP 3534297A JP H10226856 A JPH10226856 A JP H10226856A
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Classifications
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- C22C—ALLOYS
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-
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、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、バ
ルク状のものが容易に得られ、比抵抗が高い金属ガラス
合金を製造する方法の提供を目的とする。 【解決手段】 本発明は、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の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上
である溶融金属を移動中の冷却体に対して吹き付け、帯
状の金属ガラス合金素材を形成し、この金属ガラス合金
素材に対して昇温速度１０℃／分以上、１８０℃／分以
下にて加熱後に冷却する熱処理を施すことを特徴とす
る。
急冷法で得られるアモルファス合金薄帯よりも厚く、バ
ルク状のものが容易に得られ、比抵抗が高い金属ガラス
合金を製造する方法の提供を目的とする。 【解決手段】 本発明は、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の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上
である溶融金属を移動中の冷却体に対して吹き付け、帯
状の金属ガラス合金素材を形成し、この金属ガラス合金
素材に対して昇温速度１０℃／分以上、１８０℃／分以
下にて加熱後に冷却する熱処理を施すことを特徴とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、金属ガラス合金の
製造方法に関するもので、従来のアモルファス合金の薄
帯（リボン）に比べてはるかに大きな厚みを有し、優れ
た磁気特性を有するとともに比抵抗が高いものを得るこ
とができる技術に関する。
製造方法に関するもので、従来のアモルファス合金の薄
帯（リボン）に比べてはるかに大きな厚みを有し、優れ
た磁気特性を有するとともに比抵抗が高いものを得るこ
とができる技術に関する。
【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 alloy）
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
合金となることも知られている。例えば従来、このよう
な金属ガラス合金として、Ｌｎ-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-
ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-ＴＭ、Ｈｆ-Ａｌ-ＴＭ、Ｔｉ-Ｚｒ-Ｂ
ｅ-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知られていた。
結晶化の前の過冷却液体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 alloy）
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
合金となることも知られている。例えば従来、このよう
な金属ガラス合金として、Ｌｎ-Ａｌ-ＴＭ、Ｍｇ-Ｌｎ-
ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-ＴＭ、Ｈｆ-Ａｌ-ＴＭ、Ｔｉ-Ｚｒ-Ｂ
ｅ-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知られていた。
【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。
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
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
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とその製造方法を確立
することが鍵となっている。本発明者らはこのような背
景に鑑み、先に室温で強磁性を示す金属ガラス合金を発
見し、特願平８-２４３７５６号明細書において特許出
願しているが、この種の室温で強磁性を示す金属ガラス
合金の製造方法について研究を重ねた結果、本願発明に
到達した。
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
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とその製造方法を確立
することが鍵となっている。本発明者らはこのような背
景に鑑み、先に室温で強磁性を示す金属ガラス合金を発
見し、特願平８-２４３７５６号明細書において特許出
願しているが、この種の室温で強磁性を示す金属ガラス
合金の製造方法について研究を重ねた結果、本願発明に
到達した。
【０００５】本発明は前記の背景に鑑み、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、バルク状のものが容易に得られ、比抵
抗が高い金属ガラス合金を製造する方法の提供を目的と
する。
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、バルク状のものが容易に得られ、比抵
抗が高い金属ガラス合金を製造する方法の提供を目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、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の温度間隔ΔＴ
xが３５Ｋ以上である溶融金属を移動中の冷却体に対し
て吹き付け、帯状の金属ガラス合金素材を形成し、この
金属ガラス合金素材に対して昇温速度０.１５℃／秒以
上、３℃／秒にて加熱後に冷却する熱処理を施すもので
ある。本発明において、前記熱処理時の加熱温度を結晶
化開始温度以上、ガラス遷移温度以下の温度とすること
が好ましい。本発明において、前記熱処理時の加熱温度
を１０分以上、６０分以下保持することが好まし。本発
明において、前記熱処理時の冷却速度を０.０２℃／秒
以上、５００℃／秒以下とすることが好ましい。
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の温度間隔ΔＴ
xが３５Ｋ以上である溶融金属を移動中の冷却体に対し
て吹き付け、帯状の金属ガラス合金素材を形成し、この
金属ガラス合金素材に対して昇温速度０.１５℃／秒以
上、３℃／秒にて加熱後に冷却する熱処理を施すもので
ある。本発明において、前記熱処理時の加熱温度を結晶
化開始温度以上、ガラス遷移温度以下の温度とすること
が好ましい。本発明において、前記熱処理時の加熱温度
を１０分以上、６０分以下保持することが好まし。本発
明において、前記熱処理時の冷却速度を０.０２℃／秒
以上、５００℃／秒以下とすることが好ましい。
【０００７】次に、本発明において、前記の金属ガラス
合金として、原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.
５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１
０％、Ｆｅ：残部の組成のものを用いることができる。
本発明において、前記金属ガラス合金として、原子％
で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：９〜
１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１
５％、Ｆｅ：残部の組成のものを用いることができる。
合金として、原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.
５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１
０％、Ｆｅ：残部の組成のものを用いることができる。
本発明において、前記金属ガラス合金として、原子％
で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：９〜
１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１
５％、Ｆｅ：残部の組成のものを用いることができる。
【０００８】本発明において、前記金属ガラス合金とし
て、前記の組成に原子％でＧｅを０〜４％含有させたも
のを用いることができる。本発明において、前記金属ガ
ラス合金として、前記の組成に原子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒの少なくとも１種以上を７
％以下含有させたものを用いることもできる。本発明に
おいて、前記金属ガラス合金として、原子％で１０％以
下のＮｉと３０％以下のＣｏの少なくとも一方を含有さ
せたものを用いることもできる。
て、前記の組成に原子％でＧｅを０〜４％含有させたも
のを用いることができる。本発明において、前記金属ガ
ラス合金として、前記の組成に原子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒの少なくとも１種以上を７
％以下含有させたものを用いることもできる。本発明に
おいて、前記金属ガラス合金として、原子％で１０％以
下のＮｉと３０％以下のＣｏの少なくとも一方を含有さ
せたものを用いることもできる。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、図面を参照して本発明方法
の一実施形態について説明する。本発明に係る製造方法
を説明する前に、本発明方法で製造するべき金属ガラス
合金とその組成について説明する。従来からＦｅ系の合
金として、Ｆｅ-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓ
ｉ-Ｂ系等の組成のものがガラス遷移を起こすものとし
て知られているが、これらの合金の過冷却液体の温度間
隔ΔＴxはいずれも２５Ｋ以下と極めて小さく、実際的
に金属ガラス合金として構成することはできない。これ
に対して、本発明方法で製造するべきＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金は、この過冷却液体の温度間隔ΔＴxが、３
５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上という顕著
な温度間隔を有し、これまでの知見から知られるＦｅ基
合金からは全く予期されないものである。しかも、軟磁
性についても室温で優れた特性を有するこの系のＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金は、これまでの知見に見られない
全く新規なもので、これまでアモルファス合金が薄帯と
してしか実現できなかったのに対し、バルク状のものが
得られ、遥かに実用性に優れたものとなる。
の一実施形態について説明する。本発明に係る製造方法
を説明する前に、本発明方法で製造するべき金属ガラス
合金とその組成について説明する。従来からＦｅ系の合
金として、Ｆｅ-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓ
ｉ-Ｂ系等の組成のものがガラス遷移を起こすものとし
て知られているが、これらの合金の過冷却液体の温度間
隔ΔＴxはいずれも２５Ｋ以下と極めて小さく、実際的
に金属ガラス合金として構成することはできない。これ
に対して、本発明方法で製造するべきＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金は、この過冷却液体の温度間隔ΔＴxが、３
５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上という顕著
な温度間隔を有し、これまでの知見から知られるＦｅ基
合金からは全く予期されないものである。しかも、軟磁
性についても室温で優れた特性を有するこの系のＦｅ基
軟磁性金属ガラス合金は、これまでの知見に見られない
全く新規なもので、これまでアモルファス合金が薄帯と
してしか実現できなかったのに対し、バルク状のものが
得られ、遥かに実用性に優れたものとなる。
【００１０】本発明方法で製造するＦｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金は、その組成については、Ｆｅを主成分とし、
更に、他の金属と半金属とを含有したものとして示すこ
とができる。このうち他の金属とは、周期律表のＩＩＡ
族、ＩＩＩＡ族及びＩＩＩＢ族、ＩＶＡ族及びＩＶＢ
族、ＶＡ族、ＶＩＡ族、ＶＩＩＡ族のうちか選択できる
ものであるが、中でも、ＩＩＩＢ族、ＩＶＢ族の金属元
素が好適なものとして示される。例えば、Ａｌ、Ｇａ、
Ｉｎ、Ｓｎである。また、本発明に係るＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金に対し、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒの中から選択
される１種以上の金属元素を配合することができる。前
記半金属元素としては、例えば、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ、Ｇ
ｅを例示できる。より具体的に例示すると、本発明で
は、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有さ
れていても良いＦｅ基金属ガラス合金である。
ラス合金は、その組成については、Ｆｅを主成分とし、
更に、他の金属と半金属とを含有したものとして示すこ
とができる。このうち他の金属とは、周期律表のＩＩＡ
族、ＩＩＩＡ族及びＩＩＩＢ族、ＩＶＡ族及びＩＶＢ
族、ＶＡ族、ＶＩＡ族、ＶＩＩＡ族のうちか選択できる
ものであるが、中でも、ＩＩＩＢ族、ＩＶＢ族の金属元
素が好適なものとして示される。例えば、Ａｌ、Ｇａ、
Ｉｎ、Ｓｎである。また、本発明に係るＦｅ基軟磁性金
属ガラス合金に対し、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒの中から選択
される１種以上の金属元素を配合することができる。前
記半金属元素としては、例えば、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ、Ｇ
ｅを例示できる。より具体的に例示すると、本発明で
は、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：
０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、Ｂ：２
〜１０％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物が含有さ
れていても良いＦｅ基金属ガラス合金である。
【００１１】また、前記の組成系に更にＳｉを加えるこ
とにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ 、ア
モルファス単相となる臨界板厚を増大させることができ
る。その結果、室温で優れた軟磁気特性を有するバルク
状のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金の厚さをさらに厚くす
ることが可能となる。Ｓｉの含有量は多すぎると過冷却
液体領域ΔＴxが消滅するので、１５％以下が好まし
い。より具体的に例示すると、本発明のＦｅ基金属ガラ
ス合金は、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇ
ａ：０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、
Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部であっ
て、不可避不純物が含有されていても良い。
とにより、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ 、ア
モルファス単相となる臨界板厚を増大させることができ
る。その結果、室温で優れた軟磁気特性を有するバルク
状のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金の厚さをさらに厚くす
ることが可能となる。Ｓｉの含有量は多すぎると過冷却
液体領域ΔＴxが消滅するので、１５％以下が好まし
い。より具体的に例示すると、本発明のＦｅ基金属ガラ
ス合金は、その組成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇ
ａ：０.５〜４％、Ｐ：９〜１５％、Ｃ：５〜７％、
Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部であっ
て、不可避不純物が含有されていても良い。
【００１２】なお、前記の組成において、更にＧｅを４
％以下、好ましくは０.５〜４％の範囲で含有していて
も良い。また、前記組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒの少なくとも１種を７％以下含有
していても良く、更に、Ｎｉ１０％以下、Ｃｏ３０％以
下を含んでいても良い。これらのいずれの場合の組成に
おいても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxは、３５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上
が得られる。
％以下、好ましくは０.５〜４％の範囲で含有していて
も良い。また、前記組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒの少なくとも１種を７％以下含有
していても良く、更に、Ｎｉ１０％以下、Ｃｏ３０％以
下を含んでいても良い。これらのいずれの場合の組成に
おいても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔxは、３５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上
が得られる。
【００１３】本発明に係るＦｅ基軟磁性金属ガラス合金
は、溶製してから単ロールもしくは双ロールによる急冷
法によって、リボン状等の形状の金属ガラス合金素材を
得、この金属ガラス合金素材を熱処理することで製造さ
れる。これらの製造方法によって、従来公知のアモルフ
ァス合金の薄帯の場合（数μｍ〜２０μｍ程度）に比べ
て数倍〜１０倍以上の厚さと径の大きさのＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金を得ることができる。
は、溶製してから単ロールもしくは双ロールによる急冷
法によって、リボン状等の形状の金属ガラス合金素材を
得、この金属ガラス合金素材を熱処理することで製造さ
れる。これらの製造方法によって、従来公知のアモルフ
ァス合金の薄帯の場合（数μｍ〜２０μｍ程度）に比べ
て数倍〜１０倍以上の厚さと径の大きさのＦｅ基軟磁性
金属ガラス合金を得ることができる。
【００１４】これらの方法により得られた前記の組成の
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は、室温において強磁性を
有し、また、熱処理により、より良好な強磁性を示す。
このため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を
有する材料として各種の応用に有用なものとなる。次
に、前記組成系の金属ガラス合金の製造方法について詳
述すると、合金の組成、製造のための手段と製品の大き
さ、形状等によって、好適な冷却速度が決まるが、通常
は１〜１０4 Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とすることができ
る。そして、実際には、ガラス相（glassy phase）に、
結晶相としてのＦｅ3Ｂ、Ｆｅ2Ｂ、Ｆｅ3Ｐ等の相が析
出する かどうかを確認することで決めることができ
る。そして、溶湯から急冷して製造した金属ガラス合金
素材（薄帯あるいはリボン）に対して以下の条件で熱処
理することで優れた磁気特性を得ることができる。
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は、室温において強磁性を
有し、また、熱処理により、より良好な強磁性を示す。
このため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を
有する材料として各種の応用に有用なものとなる。次
に、前記組成系の金属ガラス合金の製造方法について詳
述すると、合金の組成、製造のための手段と製品の大き
さ、形状等によって、好適な冷却速度が決まるが、通常
は１〜１０4 Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とすることができ
る。そして、実際には、ガラス相（glassy phase）に、
結晶相としてのＦｅ3Ｂ、Ｆｅ2Ｂ、Ｆｅ3Ｐ等の相が析
出する かどうかを確認することで決めることができ
る。そして、溶湯から急冷して製造した金属ガラス合金
素材（薄帯あるいはリボン）に対して以下の条件で熱処
理することで優れた磁気特性を得ることができる。
【００１５】以下に熱処理時の好ましい条件を記載す
る。前述した種々の急冷法により得た金属ガラス合金素
材を熱処理する場合、好ましくは、昇温速度を０.１５
℃／秒（９℃／分）以上、３℃／秒（１８０℃／分）以
下の範囲、加熱保持温度をガラス遷移温度（Ｔg）以
上、結晶化開始温度（Ｔx）以下の範囲とし、加熱保持
時間を１０分以上、６０分未満とし、降温速度（冷却速
度）を０.０２℃／秒以上、５００℃／秒以下の範囲と
する。また、降温速度をより好ましくは、０.０２〜４
００℃／秒、更に好ましくは、０.０２〜３００℃／秒
とすると良い。これらの条件において昇温速度を１０℃
／分よりも小さくすると、昇温速度が遅すぎて目的の金
属ガラス合金とする前に合金素材が結晶化してしまう問
題があり、１８０℃／分を越える昇温速度では加熱装置
の限界もあって加熱に無理があるが、昇温速度はできる
限り速い方が好ましい。次に、加熱保持温度をガラス遷
移温度（Ｔg）よりも低い温度とすると、磁気特性の改
善効果が不十分であり、結晶化開始温度（Ｔx）よりも
高い温度では結晶化が進行してしまうので好ましくな
い。更に、また、加熱保持時間を１０分より短くすると
加熱による効果が現れる前に加熱処理を終えることにな
り、６０分よりも長く加熱したのでは結晶化が進行して
しまうおそれがある。次に、降温速度を０.０２℃／秒
よりも小さくすると、降温が遅すぎるため、降温中に地
磁気等の外部磁界の影響を受けるようになり、優れた軟
磁気特性が得られないので好ましくなく、５００℃／秒
を越えると、降温時の熱衝撃により、材料内部に応力が
残留するため、磁気特性が劣化するので好ましくない。
る。前述した種々の急冷法により得た金属ガラス合金素
材を熱処理する場合、好ましくは、昇温速度を０.１５
℃／秒（９℃／分）以上、３℃／秒（１８０℃／分）以
下の範囲、加熱保持温度をガラス遷移温度（Ｔg）以
上、結晶化開始温度（Ｔx）以下の範囲とし、加熱保持
時間を１０分以上、６０分未満とし、降温速度（冷却速
度）を０.０２℃／秒以上、５００℃／秒以下の範囲と
する。また、降温速度をより好ましくは、０.０２〜４
００℃／秒、更に好ましくは、０.０２〜３００℃／秒
とすると良い。これらの条件において昇温速度を１０℃
／分よりも小さくすると、昇温速度が遅すぎて目的の金
属ガラス合金とする前に合金素材が結晶化してしまう問
題があり、１８０℃／分を越える昇温速度では加熱装置
の限界もあって加熱に無理があるが、昇温速度はできる
限り速い方が好ましい。次に、加熱保持温度をガラス遷
移温度（Ｔg）よりも低い温度とすると、磁気特性の改
善効果が不十分であり、結晶化開始温度（Ｔx）よりも
高い温度では結晶化が進行してしまうので好ましくな
い。更に、また、加熱保持時間を１０分より短くすると
加熱による効果が現れる前に加熱処理を終えることにな
り、６０分よりも長く加熱したのでは結晶化が進行して
しまうおそれがある。次に、降温速度を０.０２℃／秒
よりも小さくすると、降温が遅すぎるため、降温中に地
磁気等の外部磁界の影響を受けるようになり、優れた軟
磁気特性が得られないので好ましくなく、５００℃／秒
を越えると、降温時の熱衝撃により、材料内部に応力が
残留するため、磁気特性が劣化するので好ましくない。
【００１６】以上の製造方法で得られた金属ガラス合金
であるならば、比抵抗が１.５μΩｍ以上であり、非晶
質相を主体とする組織を有し、室温で優れた軟磁性を示
すものを得ることができる。
であるならば、比抵抗が１.５μΩｍ以上であり、非晶
質相を主体とする組織を有し、室温で優れた軟磁性を示
すものを得ることができる。
【００１７】
【実施例】ここで以下に、本発明の実施例を示し、本発
明の金属ガラス合金について更に詳細に説明するが、本
発明はこれらの実施例により限定されるものではないこ
とは勿論である。 「実施例１」Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、原子組成比がＦｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ
5Ｂ4Ｓｉ1のインゴットと、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4
Ｓｉ1のインゴットを作製した。これらのインゴットを
るつぼ内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転して
いる銅ロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法に
よって、減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得た。製造時
のノズル径を０.４１ｍｍあるいは０.４２ｍｍ、ノズル
先端とロール表面との距離（ギャップ）を０.３〜０.６
ｍｍ、ロールの回転数を２５０〜１５００ｒｐｍ、射出
圧力を０.３０〜０.４ｋｇｆ／ｃｍ2、雰囲気圧力を−
１０ｍｍＨｇに設定して製造し、厚さ２４μｍ、５６μ
ｍ、１１０μｍ、１６０μｍ、２２０μｍのリボン状の
合金素材を得た。
明の金属ガラス合金について更に詳細に説明するが、本
発明はこれらの実施例により限定されるものではないこ
とは勿論である。 「実施例１」Ｆｅ、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、原子組成比がＦｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ
5Ｂ4Ｓｉ1のインゴットと、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4
Ｓｉ1のインゴットを作製した。これらのインゴットを
るつぼ内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転して
いる銅ロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法に
よって、減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得た。製造時
のノズル径を０.４１ｍｍあるいは０.４２ｍｍ、ノズル
先端とロール表面との距離（ギャップ）を０.３〜０.６
ｍｍ、ロールの回転数を２５０〜１５００ｒｐｍ、射出
圧力を０.３０〜０.４ｋｇｆ／ｃｍ2、雰囲気圧力を−
１０ｍｍＨｇに設定して製造し、厚さ２４μｍ、５６μ
ｍ、１１０μｍ、１６０μｍ、２２０μｍのリボン状の
合金素材を得た。
【００１８】図１は前述の如く製造された各々の厚さの
各リボン試料のＸ線回折パターンを示すものである。図
１に示すＸ線回折パターンにより、板厚２４〜１６０μ
ｍの試料にあってはいずれもハローなパターンとなって
おり、アモルファス単相組織を有していることが判明し
た。また、板厚２２０μｍの試料は、Ｆｅ3Ｂのピーク
は出ているものの、全体としてアモルファスを主体とす
る組織であることがわかる。以上の結果から、本発明の
組成系の合金を単ロール法により製造することで、２４
〜１６０μｍまでの範囲の板厚のアモルファス単相組織
のリボン状金属ガラス合金材を得ることができることが
判明した。次に、前記各試料において示差走査熱量測定
結果から、これらの試料において原子組成比がＦｅ73Ａ
ｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1の試料では、ガラス遷移温度
（Ｔg）が７５４℃、結晶化開始温度（Ｔx）が８０５℃
であり、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1の試料では、
ガラス遷移温度（Ｔg）が７６２℃、結晶化開始温度
（Ｔx）が８２０℃であった。
各リボン試料のＸ線回折パターンを示すものである。図
１に示すＸ線回折パターンにより、板厚２４〜１６０μ
ｍの試料にあってはいずれもハローなパターンとなって
おり、アモルファス単相組織を有していることが判明し
た。また、板厚２２０μｍの試料は、Ｆｅ3Ｂのピーク
は出ているものの、全体としてアモルファスを主体とす
る組織であることがわかる。以上の結果から、本発明の
組成系の合金を単ロール法により製造することで、２４
〜１６０μｍまでの範囲の板厚のアモルファス単相組織
のリボン状金属ガラス合金材を得ることができることが
判明した。次に、前記各試料において示差走査熱量測定
結果から、これらの試料において原子組成比がＦｅ73Ａ
ｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1の試料では、ガラス遷移温度
（Ｔg）が７５４℃、結晶化開始温度（Ｔx）が８０５℃
であり、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1の試料では、
ガラス遷移温度（Ｔg）が７６２℃、結晶化開始温度
（Ｔx）が８２０℃であった。
【００１９】図２は前記の如く得られた各試料のＤＳＣ
（示差走査熱量測定）曲線（昇温速度０.６７Ｋ／秒）
を示すものであるが、いずれの厚さの試料においても結
晶化温度以下の広い温度領域で過冷却液体領域が存在す
ることが明らかであり、ΔＴ x＝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の温度間隔ΔＴxが５０Ｋに近い
値であり、３５Ｋ以上あることが明らかである。
（示差走査熱量測定）曲線（昇温速度０.６７Ｋ／秒）
を示すものであるが、いずれの厚さの試料においても結
晶化温度以下の広い温度領域で過冷却液体領域が存在す
ることが明らかであり、ΔＴ x＝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の温度間隔ΔＴxが５０Ｋに近い
値であり、３５Ｋ以上あることが明らかである。
【００２０】次に、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1
なる組成の試料における各熱処理条件での実効透磁率μ
e（１ｋＨｚ）の板厚依存性を測定した結果を図３に示
し、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料に
おける各熱処理条件での実効透磁率μe（１ｋＨｚ）の
板厚依存性をインピーダンスアナライザで測定した結果
を図４に示す。図３と図４に示す結果から、急冷のまま
の試料に対して、３３５℃で熱処理した試料、３５０℃
で熱処理した試料、３６５℃で熱処理した試料のいずれ
においても板厚２４〜１００μｍ程度までは高い実効透
磁率が得られており、１００〜２２０μｍの厚い領域に
おいても実用上十分な透磁率が得られている。また、こ
れらの試料において昇温速度は０.２℃／秒、降温速度
は０.１℃／秒とした。図３と図４に示す結果から、Ｆ
ｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ-Ｓｉ系の試料において最も好ま
しい熱処理条件は３５０℃で３０分間保持後に０.１℃
／秒で冷却する条件であると思われる。
なる組成の試料における各熱処理条件での実効透磁率μ
e（１ｋＨｚ）の板厚依存性を測定した結果を図３に示
し、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料に
おける各熱処理条件での実効透磁率μe（１ｋＨｚ）の
板厚依存性をインピーダンスアナライザで測定した結果
を図４に示す。図３と図４に示す結果から、急冷のまま
の試料に対して、３３５℃で熱処理した試料、３５０℃
で熱処理した試料、３６５℃で熱処理した試料のいずれ
においても板厚２４〜１００μｍ程度までは高い実効透
磁率が得られており、１００〜２２０μｍの厚い領域に
おいても実用上十分な透磁率が得られている。また、こ
れらの試料において昇温速度は０.２℃／秒、降温速度
は０.１℃／秒とした。図３と図４に示す結果から、Ｆ
ｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ-Ｓｉ系の試料において最も好ま
しい熱処理条件は３５０℃で３０分間保持後に０.１℃
／秒で冷却する条件であると思われる。
【００２１】次に、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1
なる組成の試料における各熱処理条件での保磁力の板厚
依存性を測定した結果を図５に示し、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2
Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料における各熱処理条件で
の保磁力の板厚依存性をＢ-Ｈトレーサーで測定した結
果を図６に示す。これらの試料の熱処理における昇温速
度は０.２℃／秒、降温速度は０.１℃／秒である。図５
と図６に示す結果から、いずれの試料においても板厚が
増加するにつれて保磁力は上昇する傾向にあり、急冷の
ままの試料に対して、３３５℃で熱処理した試料、３５
０℃で熱処理した試料、３６５℃で熱処理した試料のい
ずれにおいてもＦｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1なる
組成の試料においては全板厚で同等の低い保磁力を示
し、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料に
おいては全板厚で急冷のままの試料よりも低い保磁力に
なっていることが判明した。
なる組成の試料における各熱処理条件での保磁力の板厚
依存性を測定した結果を図５に示し、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2
Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料における各熱処理条件で
の保磁力の板厚依存性をＢ-Ｈトレーサーで測定した結
果を図６に示す。これらの試料の熱処理における昇温速
度は０.２℃／秒、降温速度は０.１℃／秒である。図５
と図６に示す結果から、いずれの試料においても板厚が
増加するにつれて保磁力は上昇する傾向にあり、急冷の
ままの試料に対して、３３５℃で熱処理した試料、３５
０℃で熱処理した試料、３６５℃で熱処理した試料のい
ずれにおいてもＦｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1なる
組成の試料においては全板厚で同等の低い保磁力を示
し、Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ6Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成の試料に
おいては全板厚で急冷のままの試料よりも低い保磁力に
なっていることが判明した。
【００２２】なお、本願発明においては、降温速度が５
００℃／秒を越えると急激な冷却による熱衝撃により、
合金内部に歪が導入され、この結果として特性向上効果
が薄められるために好ましくない。また、本願発明の金
属ガラス合金は非晶質であるが、ＣのＦｅに対する固溶
によって内部応力が作用しているものと思われる。
００℃／秒を越えると急激な冷却による熱衝撃により、
合金内部に歪が導入され、この結果として特性向上効果
が薄められるために好ましくない。また、本願発明の金
属ガラス合金は非晶質であるが、ＣのＦｅに対する固溶
によって内部応力が作用しているものと思われる。
【００２３】図７〜図１０は、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ
5Ｂ4Ｓｉ1なる組成とＦｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1
なる組成の試料における熱処理条件において、降温速度
を４００℃／秒とし、他の条件を図３〜図６に示した例
と同じとした試料の実効透磁率及び保磁力の板厚依存性
を測定したものである。図７〜図１０に示す結果から、
図３〜図６にて測定した試料と同様、降温速度４００℃
／秒で熱処理した試料においても良好な軟磁気特性を有
していることがわかった。
5Ｂ4Ｓｉ1なる組成とＦｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1
なる組成の試料における熱処理条件において、降温速度
を４００℃／秒とし、他の条件を図３〜図６に示した例
と同じとした試料の実効透磁率及び保磁力の板厚依存性
を測定したものである。図７〜図１０に示す結果から、
図３〜図６にて測定した試料と同様、降温速度４００℃
／秒で熱処理した試料においても良好な軟磁気特性を有
していることがわかった。
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、過
冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上である溶融金属
を移動中の冷却体に対して吹き付け、帯状の金属ガラス
合金素材を形成し、この金属ガラス合金素材に対して昇
温速度０.１５〜３℃／秒にて加熱後に冷却する熱処理
を施すので、従来のアモルファス合金薄帯の厚みの制約
を克服し、バルク状のものとしての提供が可能であっ
て、しかも室温で軟磁気特性を有する金属ガラス合金を
得ることができる。次に、熱処理時の保持温度として、
ガラス転位温度と結晶化開始温度の間の温度で処理する
ことが好ましく、保持時間を１０分以上、６０分以下と
することが好ましく、降温速度として０.０２℃／秒以
上、５００℃／秒以下が好ましく、これらの条件を合わ
せるならば、前述のような厚さの大きな優れた強磁性を
示す金属ガラス合金を確実に得ることができる。
冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上である溶融金属
を移動中の冷却体に対して吹き付け、帯状の金属ガラス
合金素材を形成し、この金属ガラス合金素材に対して昇
温速度０.１５〜３℃／秒にて加熱後に冷却する熱処理
を施すので、従来のアモルファス合金薄帯の厚みの制約
を克服し、バルク状のものとしての提供が可能であっ
て、しかも室温で軟磁気特性を有する金属ガラス合金を
得ることができる。次に、熱処理時の保持温度として、
ガラス転位温度と結晶化開始温度の間の温度で処理する
ことが好ましく、保持時間を１０分以上、６０分以下と
することが好ましく、降温速度として０.０２℃／秒以
上、５００℃／秒以下が好ましく、これらの条件を合わ
せるならば、前述のような厚さの大きな優れた強磁性を
示す金属ガラス合金を確実に得ることができる。
【００２５】また、好ましい組成系として、Ｆｅ以外の
他の金属元素と半金属元素とを含有すること、添加する
半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少なく
とも１種以上とすること、あるいはＰ、Ｃ、Ｂ及びＧｅ
のうちの少なくとも１種以上およびＳｉとすること、他
の金属元素として周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金
属元素のうちの少なくとも１種以上とすることができ、
他の金属元素として、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうち
の少なくとも１種以上とすることができる。
他の金属元素と半金属元素とを含有すること、添加する
半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＧｅのうちの少なく
とも１種以上とすること、あるいはＰ、Ｃ、Ｂ及びＧｅ
のうちの少なくとも１種以上およびＳｉとすること、他
の金属元素として周期律表ＩＩＩＢ族及びＩＶＢ族の金
属元素のうちの少なくとも１種以上とすることができ、
他の金属元素として、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ及びＳｎのうち
の少なくとも１種以上とすることができる。
【００２６】次に本発明によれば、リボン状で２０μｍ
以上の厚さ、あるいは２０〜２００μｍの厚さ、特にＳ
ｉを添加する場合には２０〜２５０μｍの厚さであっ
て、室温で軟磁気特性を有するバルク状の金属ガラス合
金を提供することができる。また、前記軟磁気特性にお
いて、保磁力が低く、透磁率が高いものを得ることがで
きる。
以上の厚さ、あるいは２０〜２００μｍの厚さ、特にＳ
ｉを添加する場合には２０〜２５０μｍの厚さであっ
て、室温で軟磁気特性を有するバルク状の金属ガラス合
金を提供することができる。また、前記軟磁気特性にお
いて、保磁力が低く、透磁率が高いものを得ることがで
きる。
【図１】 本発明組成系の板厚２４〜２２０μｍの試料
におけるＸ線回折図形を示す図。
におけるＸ線回折図形を示す図。
【図２】 本発明組成系の板厚２４〜２２０μｍの試料
のＤＳＣ曲線を示す図。
のＤＳＣ曲線を示す図。
【図３】 Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1なる組成
の試料における各熱処理条件における実効透磁率μe
（１ｋＨｚ）の板厚依存性を測定した結果を示す図。
の試料における各熱処理条件における実効透磁率μe
（１ｋＨｚ）の板厚依存性を測定した結果を示す図。
【図４】 Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成
の試料における各熱処理条件での実効透磁率μe（１ｋ
Ｈｚ）の板厚依存性をインピーダンスアナライザで測定
した結果を示す図。
の試料における各熱処理条件での実効透磁率μe（１ｋ
Ｈｚ）の板厚依存性をインピーダンスアナライザで測定
した結果を示す図。
【図５】 Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1なる組成
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での保磁力の板厚依存性を測定した結果を示す図。
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での保磁力の板厚依存性を測定した結果を示す図。
【図６】 Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での保磁力の板厚依存性をＢ-Ｈトレーサーで測定
した結果を示す図。
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での保磁力の板厚依存性をＢ-Ｈトレーサーで測定
した結果を示す図。
【図７】 Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1なる組成
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での実効透磁率μe（１ｋＨｚ）の板厚依存性を測
定した結果を示す図。
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での実効透磁率μe（１ｋＨｚ）の板厚依存性を測
定した結果を示す図。
【図８】 Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組成
の試料で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各
熱処理条件での実効透磁率μe（１ｋＨｚ）の板厚依存
性をインピーダンスアナライザで測定した結果を示す
図。
の試料で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各
熱処理条件での実効透磁率μe（１ｋＨｚ）の板厚依存
性をインピーダンスアナライザで測定した結果を示す
図。
【図９】 Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ5Ｂ4Ｓｉ1なる組成
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での保磁力の板厚依存性を測定した結果を示す図。
で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処理
条件での保磁力の板厚依存性を測定した結果を示す図。
【図１０】 Ｆｅ72Ａｌ5Ｇａ2Ｐ10Ｃ6Ｂ4Ｓｉ1なる組
成で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処
理条件での保磁力の板厚依存性をＢ-Ｈトレーサーで測
定した結果を示す図。
成で冷却速度を４００℃／秒とした試料における各熱処
理条件での保磁力の板厚依存性をＢ-Ｈトレーサーで測
定した結果を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アルプ ス電気株式会社内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地 川 内住宅11−806
Claims (9)
- 【請求項１】 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
る過冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋ以上である溶融
金属を移動中の冷却体に対して吹き付け、帯状の金属ガ
ラス合金素材を形成し、この金属ガラス合金素材に対し
て昇温速度０.１５℃／秒以上、３℃／秒以下にて加熱
後に冷却する熱処理を施すことを特徴とする金属ガラス
合金の製造方法。 - 【請求項２】 前記熱処理時の加熱温度を結晶化開始温
度以上、ガラス遷移温度以下の温度とすることを特徴と
する請求項１記載の金属ガラス合金の製造方法。 - 【請求項３】 前記熱処理時の加熱温度を１０分以上、
６０分以下保持することを特徴とする請求項１または２
記載の金属ガラス合金の製造方法。 - 【請求項４】 前記熱処理時の冷却速度を０.０２℃／
秒以上、５００℃／秒以下とすることを特徴とする請求
項１〜３のいずれかに記載の金属ガラス合金の製造方
法。 - 【請求項５】 前記金属ガラス合金が、原子％で Ａｌ： １ 〜１０％ Ｇａ： ０.５〜 ４％ Ｐ： ９ 〜１５％ Ｃ： ５ 〜 ７％ Ｂ： ２ 〜１０％ Ｆｅ： 残部 の組成のものであることを特徴とする請求項１〜４のい
ずれかに記載の金属ガラス合金の製造方法。 - 【請求項６】 前記金属ガラス合金が、原子％で Ａｌ： １ 〜１０％ Ｇａ： ０.５〜 ４％ Ｐ： ９ 〜１５％ Ｃ： ５ 〜 ７％ Ｂ： ２ 〜１０％ Ｓｉ： ０ 〜１５％ Ｆｅ： 残部 の組成のものであることを特徴とする請求項１〜４のい
ずれかに記載の金属ガラス合金の製造方法。 - 【請求項７】 前記金属ガラス合金が、前記の組成に原
子％でＧｅを４％以下含有させたものであることを特徴
とする請求項５または６に記載の金属ガラス合金の製造
方法。 - 【請求項８】 前記金属ガラス合金が、前記の組成に原
子％でＮｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ及びＣｒの少
なくとも１種以上を７％以下含有させたものであること
を特徴とする請求項５〜７のいずれかに記載の磁性金属
ガラス合金の製造方法。 - 【請求項９】 前記金属ガラス合金が、原子％で１０％
以下のＮｉと３０％以下のＣｏの少なくとも一方を含有
させたものであることを特徴とする請求項５〜８のいず
れかに記載の金属ガラス合金の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9035342A JPH10226856A (ja) | 1997-02-19 | 1997-02-19 | 金属ガラス合金の製造方法 |
| DE19807048A DE19807048C2 (de) | 1997-02-19 | 1998-02-19 | Verfahren zur Herstellung von Legierungsgläsern |
| US09/025,963 US6077367A (en) | 1997-02-19 | 1998-02-19 | Method of production glassy alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9035342A JPH10226856A (ja) | 1997-02-19 | 1997-02-19 | 金属ガラス合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10226856A true JPH10226856A (ja) | 1998-08-25 |
Family
ID=12439195
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9035342A Withdrawn JPH10226856A (ja) | 1997-02-19 | 1997-02-19 | 金属ガラス合金の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
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| JP (1) | JPH10226856A (ja) |
| DE (1) | DE19807048C2 (ja) |
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| JP2005325984A (ja) * | 2004-05-17 | 2005-11-24 | Namiki Precision Jewel Co Ltd | 超精密歯車機構並びにマイクロギヤードモータ |
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1997
- 1997-02-19 JP JP9035342A patent/JPH10226856A/ja not_active Withdrawn
-
1998
- 1998-02-19 US US09/025,963 patent/US6077367A/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-02-19 DE DE19807048A patent/DE19807048C2/de not_active Expired - Lifetime
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