JP2001262292A - 非晶質軟磁性合金 - Google Patents
非晶質軟磁性合金Info
- Publication number
- JP2001262292A JP2001262292A JP2000079055A JP2000079055A JP2001262292A JP 2001262292 A JP2001262292 A JP 2001262292A JP 2000079055 A JP2000079055 A JP 2000079055A JP 2000079055 A JP2000079055 A JP 2000079055A JP 2001262292 A JP2001262292 A JP 2001262292A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- atomic
- soft magnetic
- amorphous
- composition
- magnetic alloy
- 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.)
- Withdrawn
Links
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
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】 優れた軟磁気特性を示し、特に透磁率と飽和
磁化が従来のものよりも高く、非晶質形成能に優れた非
晶質軟磁性合金を提供する。 【解決手段】 本発明の非晶質軟磁性合金は、非晶質相
を主相とする組織からなり、下記の組成式で表されるこ
とを特徴とする非晶質軟磁性合金を採用する。ただし、
組成式は（Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳ
ｉb）vＣzＢwであり、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方ま
たは両方であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ
≦２０原子％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜
ｚ≦１２原子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
磁化が従来のものよりも高く、非晶質形成能に優れた非
晶質軟磁性合金を提供する。 【解決手段】 本発明の非晶質軟磁性合金は、非晶質相
を主相とする組織からなり、下記の組成式で表されるこ
とを特徴とする非晶質軟磁性合金を採用する。ただし、
組成式は（Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳ
ｉb）vＣzＢwであり、ＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方ま
たは両方であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０≦ａ≦０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ
≦２０原子％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜
ｚ≦１２原子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質軟磁性合金
に関するものであり、特に、過冷却液体の温度間隔を有
し、従来よりも透磁率及び飽和磁化が高く、非晶質形成
能に優れた非晶質軟磁性合金に関するものである。
に関するものであり、特に、過冷却液体の温度間隔を有
し、従来よりも透磁率及び飽和磁化が高く、非晶質形成
能に優れた非晶質軟磁性合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から多元素系合金のある種のもの
は、合金溶湯を急冷することにより非晶質相を形成し、
これらは非晶質合金を形成するものとして知られてい
る。また、この種の非晶質軟磁性合金のうち、特定の合
金組成のものは、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、これらはいわゆる金属ガラ
ス合金（glassy alloy）を構成するものとして知られて
いる。
は、合金溶湯を急冷することにより非晶質相を形成し、
これらは非晶質合金を形成するものとして知られてい
る。また、この種の非晶質軟磁性合金のうち、特定の合
金組成のものは、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、これらはいわゆる金属ガラ
ス合金（glassy alloy）を構成するものとして知られて
いる。
【０００３】非晶質合金の中には軟磁気特性を示すもの
があるが、特に金属ガラス合金は優れた軟磁気特性を示
すとともに、液体急冷法で製造した非晶質合金の薄帯に
比べてはるかに厚いバルク状の合金を形成できることも
知られている。このような金属ガラス合金としては、例
えば従来、ＴＭ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ-Ｓｉ系等（ＴＭは
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の遷移金属元素）の組成であって過
冷却液体の温度間隔を有するものが知られている。
があるが、特に金属ガラス合金は優れた軟磁気特性を示
すとともに、液体急冷法で製造した非晶質合金の薄帯に
比べてはるかに厚いバルク状の合金を形成できることも
知られている。このような金属ガラス合金としては、例
えば従来、ＴＭ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ-Ｓｉ系等（ＴＭは
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の遷移金属元素）の組成であって過
冷却液体の温度間隔を有するものが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来知られて
いる金属ガラス合金については、透磁率及び飽和磁化に
おいて満足する特性が得られていないため、各種の磁気
素子等に適用する場合に制約があった。そこで従来か
ら、高い透磁率と飽和磁化を有する非晶質軟磁性合金の
研究開発が進められていた。
いる金属ガラス合金については、透磁率及び飽和磁化に
おいて満足する特性が得られていないため、各種の磁気
素子等に適用する場合に制約があった。そこで従来か
ら、高い透磁率と飽和磁化を有する非晶質軟磁性合金の
研究開発が進められていた。
【０００５】本発明は上記事情に鑑みてなされたもので
あって、優れた軟磁気特性を示し、特に透磁率と飽和磁
化が従来のものよりも高く、非晶質形成能に優れた非晶
質軟磁性合金を提供することを目的とする。
あって、優れた軟磁気特性を示し、特に透磁率と飽和磁
化が従来のものよりも高く、非晶質形成能に優れた非晶
質軟磁性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】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の非晶質
軟磁性合金は、非晶質相を主相とする組織からなり、下
記の組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢw ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の非晶質
軟磁性合金は、非晶質相を主相とする組織からなり、下
記の組成式で表されることを特徴とする。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢw ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。
【０００７】係る非晶質軟磁性合金によれば、磁性を示
すＦｅと、非晶質形成能を有するＰ、Ｓｉ、Ｃ、Ｂとい
った半金属元素とを具備しているので、非晶質相を主相
とするとともに優れた軟磁気特性を示す非晶質軟磁性合
金を構成することが可能となり、またＡｌは非晶質形成
能を高める作用があるので、組織全体が完全に非晶質相
である非晶質軟磁性合金を構成することが可能になる。
すＦｅと、非晶質形成能を有するＰ、Ｓｉ、Ｃ、Ｂとい
った半金属元素とを具備しているので、非晶質相を主相
とするとともに優れた軟磁気特性を示す非晶質軟磁性合
金を構成することが可能となり、またＡｌは非晶質形成
能を高める作用があるので、組織全体が完全に非晶質相
である非晶質軟磁性合金を構成することが可能になる。
【０００８】また、前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、
０原子％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子
％、０．５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦
１４原子％であることがより好ましい。更に、前記組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１
５、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子
％、１１．３原子％≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％≦
ｚ≦４．６原子％、５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％で
あることが最も好ましい。
ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、
０原子％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子
％、０．５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦
１４原子％であることがより好ましい。更に、前記組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１
５、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％＜ｘ≦１０原子
％、１１．３原子％≦ｖ≦１４原子％、１．８原子％≦
ｚ≦４．６原子％、５．３原子％≦ｗ≦８．６原子％で
あることが最も好ましい。
【０００９】かかる非晶質軟磁性合金によれば、Ｆｅと
元素ＴとＡｌとＰ、Ｓｉ、Ｃ、Ｂが上記の組成範囲であ
るので、優れた軟磁気特性と各種磁気特性の熱的安定性
を発現することが可能になる。
元素ＴとＡｌとＰ、Ｓｉ、Ｃ、Ｂが上記の組成範囲であ
るので、優れた軟磁気特性と各種磁気特性の熱的安定性
を発現することが可能になる。
【００１０】また本発明の非晶質軟磁性合金は、先に記
載の非晶質軟磁性合金であって、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の温度間隔ΔＴxが２
０Ｋ以上であることを特徴とする。
載の非晶質軟磁性合金であって、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の温度間隔ΔＴxが２
０Ｋ以上であることを特徴とする。
【００１１】また、前記の過冷却液体の温度間隔ΔＴx
は、４０Ｋ以上であることがより好ましく、６０Ｋ以上
であることが最も好ましい。
は、４０Ｋ以上であることがより好ましく、６０Ｋ以上
であることが最も好ましい。
【００１２】係る非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ以上の過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金であ
るので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際に、比
較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させることがで
き、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが可能
になる。
冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合金であ
るので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際に、比
較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させることがで
き、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが可能
になる。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
を参照して説明する。本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｆ
ｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂとを具備してなり、非
晶質相を主相とする組織からなるものである。また本発
明の非晶質軟磁性合金は、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２０Ｋ以上
を示すものである。
を参照して説明する。本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｆ
ｅと、Ａｌと、Ｐ、Ｃ、Ｓｉ、Ｂとを具備してなり、非
晶質相を主相とする組織からなるものである。また本発
明の非晶質軟磁性合金は、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２０Ｋ以上
を示すものである。
【００１４】本発明の非晶質軟磁性合金は、磁性を示す
Ｆｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｓｉ、
Ｂを具備しているので、非晶質相を主相とするとともに
優れた軟磁気特性を示すものである。またこの非晶質軟
磁性合金の中には、２０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔
ΔＴxを示すものがあり、これはいわゆる金属ガラス合
金とよばれるもので、組成によってはΔＴxが４０Ｋ以
上、さらには６０Ｋ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他の合金からは全く予期さ
れないものであり、軟磁性についても室温で優れた特性
を有しており、これまでの知見に見られない全く新規な
ものである。
Ｆｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｓｉ、
Ｂを具備しているので、非晶質相を主相とするとともに
優れた軟磁気特性を示すものである。またこの非晶質軟
磁性合金の中には、２０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔
ΔＴxを示すものがあり、これはいわゆる金属ガラス合
金とよばれるもので、組成によってはΔＴxが４０Ｋ以
上、さらには６０Ｋ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他の合金からは全く予期さ
れないものであり、軟磁性についても室温で優れた特性
を有しており、これまでの知見に見られない全く新規な
ものである。
【００１５】本発明の非晶質軟磁性合金は、非晶質相を
主相とする組織からなるので、保磁力が小さくなって優
れた軟磁気特性を示す。また本発明の非晶質軟磁性合金
は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが大きいために、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
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
過したときに、ガラス遷移温度Ｔgに至って非晶質相を
容易に形成する。従って、冷却速度が比較的遅くても充
分に非晶質相を形成することが可能であり、例えば鋳造
法や射出成形法によって非晶質相組織を主体として形状
が比較的大きなバルク状の成形体を得ることができ、遥
かに実用性に優れたものとなる。更に本発明の非晶質軟
磁性合金は、大きなキュリー温度を示し、優れた熱的安
定性を有するものである。
主相とする組織からなるので、保磁力が小さくなって優
れた軟磁気特性を示す。また本発明の非晶質軟磁性合金
は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが大きいために、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
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
過したときに、ガラス遷移温度Ｔgに至って非晶質相を
容易に形成する。従って、冷却速度が比較的遅くても充
分に非晶質相を形成することが可能であり、例えば鋳造
法や射出成形法によって非晶質相組織を主体として形状
が比較的大きなバルク状の成形体を得ることができ、遥
かに実用性に優れたものとなる。更に本発明の非晶質軟
磁性合金は、大きなキュリー温度を示し、優れた熱的安
定性を有するものである。
【００１６】上記の非晶質軟磁性合金の一例として、下
記の組成式で表せるものを挙げることができる。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢw ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。本発明の非晶
質軟磁性合金が上記の組成である場合には、２０Ｋ以上
の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
記の組成式で表せるものを挙げることができる。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢw ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。本発明の非晶
質軟磁性合金が上記の組成である場合には、２０Ｋ以上
の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００１７】前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ
は、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子
％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．
５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子
％であることがより好ましい。本発明の非晶質軟磁性合
金が上記の組成である場合には、４０Ｋ以上の過冷却液
体の温度間隔ΔＴxを示す。
は、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、０原子
％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子％、０．
５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦１４原子
％であることがより好ましい。本発明の非晶質軟磁性合
金が上記の組成である場合には、４０Ｋ以上の過冷却液
体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００１８】また、前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．２８、
０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４
原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子
％≦ｗ≦８．６原子％であることが最も好ましい。本発
明の非晶質軟磁性合金が上記の組成である場合には、６
０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
ｚ、ｗは、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．２８、
０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４
原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子
％≦ｗ≦８．６原子％であることが最も好ましい。本発
明の非晶質軟磁性合金が上記の組成である場合には、６
０Ｋ以上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す。
【００１９】従来から非晶質軟磁性合金の１種として、
Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系の金属ガラス合金が知
られている。この従来の組成系の金属ガラス合金は、Ｆ
ｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及
びＢを添加したものである。この従来の非晶質軟磁性合
金に対して本発明の非晶質軟磁性合金は、ＦｅとＡｌ
と、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢとを含有したもので、従来の組
成系からＧａを除去し、Ｆｅ量を増量させることなくこ
のＧａの代わりにＡｌを増量させたものであり、従来に
おいては必須元素であると考えられてきたＧａを除去し
ても非晶質相を形成することが確認され、更には過冷却
液体の温度間隔ΔＴxをも発現することが見出された。
Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系の金属ガラス合金が知
られている。この従来の組成系の金属ガラス合金は、Ｆ
ｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及
びＢを添加したものである。この従来の非晶質軟磁性合
金に対して本発明の非晶質軟磁性合金は、ＦｅとＡｌ
と、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢとを含有したもので、従来の組
成系からＧａを除去し、Ｆｅ量を増量させることなくこ
のＧａの代わりにＡｌを増量させたものであり、従来に
おいては必須元素であると考えられてきたＧａを除去し
ても非晶質相を形成することが確認され、更には過冷却
液体の温度間隔ΔＴxをも発現することが見出された。
【００２０】特に非晶質形成能に関しては、本発明の上
記組成の非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が、従来のＦ
ｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金よりも優れているこ
とが見出された。このように本発明の非晶質軟磁性合金
は非晶質形成能が高く、この性質によって冷却速度が遅
くなっても完全な非晶質相が形成されるので、鋳造法に
よって非晶質相を有する比較的大きな形状のバルク体を
製造することができる。
記組成の非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が、従来のＦ
ｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金よりも優れているこ
とが見出された。このように本発明の非晶質軟磁性合金
は非晶質形成能が高く、この性質によって冷却速度が遅
くなっても完全な非晶質相が形成されるので、鋳造法に
よって非晶質相を有する比較的大きな形状のバルク体を
製造することができる。
【００２１】また、本発明の上記組成の非晶質軟磁性合
金は、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金より
も非晶質形成能が高いことから、組織全体を完全な非晶
質相とすることができる。これにより本発明の非晶質軟
磁性合金は、従来の金属ガラス合金よりも透磁率及び飽
和磁化が格段に向上し、優れた軟磁気特性を示すことが
できる。また組織全体が完全な非晶質相であることか
ら、適度な条件で熱処理した場合に結晶質相が析出させ
ることなく内部応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上
させることができる。
金は、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金より
も非晶質形成能が高いことから、組織全体を完全な非晶
質相とすることができる。これにより本発明の非晶質軟
磁性合金は、従来の金属ガラス合金よりも透磁率及び飽
和磁化が格段に向上し、優れた軟磁気特性を示すことが
できる。また組織全体が完全な非晶質相であることか
ら、適度な条件で熱処理した場合に結晶質相が析出させ
ることなく内部応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上
させることができる。
【００２２】Ａｌは、本発明の非晶質軟磁性合金に必須
の元素であり、特にＡｌの組成比ｘを２０原子％以下と
することにより、合金の非晶質形成能を格段に向上させ
て組織全体を完全な非晶質相とすることができ、また非
晶質軟磁性合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ
以上にすることができる。またＡｌは、Ｆｅとの間での
混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大
きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉと
ともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が
熱的に安定化した状態となる。更にＡｌは非晶質軟磁性
合金のキュリー温度を高め、各種磁気特性の熱安定性を
向上させることができる。Ａｌの組成比ｘは、２０原子
％以下であることが好ましく、０原子％を越えて１５原
子％以下であることがさらに好ましく、０原子％を越え
て１０原子％以下であることが最も好ましい。組成比ｘ
が２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽
和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間隔ΔＴxが消
失するので好ましくない。
の元素であり、特にＡｌの組成比ｘを２０原子％以下と
することにより、合金の非晶質形成能を格段に向上させ
て組織全体を完全な非晶質相とすることができ、また非
晶質軟磁性合金の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを２０Ｋ
以上にすることができる。またＡｌは、Ｆｅとの間での
混合エンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大
きく、更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉと
ともに用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が
熱的に安定化した状態となる。更にＡｌは非晶質軟磁性
合金のキュリー温度を高め、各種磁気特性の熱安定性を
向上させることができる。Ａｌの組成比ｘは、２０原子
％以下であることが好ましく、０原子％を越えて１５原
子％以下であることがさらに好ましく、０原子％を越え
て１０原子％以下であることが最も好ましい。組成比ｘ
が２０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽
和磁化が低下し、また過冷却液体の温度間隔ΔＴxが消
失するので好ましくない。
【００２３】Ｆｅは磁性を担う元素であって、Ａｌと同
様に本発明の非晶質軟磁性合金に必須の元素である。ま
た、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方
の元素Ｔで置換しても良い。磁性を担う元素であるＦｅ
の組成比が向上すると、非晶質軟磁性合金の飽和磁化を
向上させることができる。
様に本発明の非晶質軟磁性合金に必須の元素である。ま
た、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方
の元素Ｔで置換しても良い。磁性を担う元素であるＦｅ
の組成比が向上すると、非晶質軟磁性合金の飽和磁化を
向上させることができる。
【００２４】Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及びＢは、非晶質形成能を有
する元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して
多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場
合と異なり安定して非晶質相が形成される。特にＰは非
晶質形成能が高いので、組織の全体が非晶質相になると
ともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現しやすくな
る。またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温
度間隔ΔＴxをより向上させて非晶質単相となるバルク
の大きさを増大できる。
する元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して
多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場
合と異なり安定して非晶質相が形成される。特にＰは非
晶質形成能が高いので、組織の全体が非晶質相になると
ともに過冷却液体の温度間隔ΔＴxが発現しやすくな
る。またＰとＳｉを同時に添加すると、過冷却液体の温
度間隔ΔＴxをより向上させて非晶質単相となるバルク
の大きさを増大できる。
【００２５】ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳ
ｉの合計量を示す組成比ｖを０原子％を越えて２２原子
％以下とすることが好ましく、８原子％以上１８原子％
以下とすることがより好ましく、１１．３原子％以上１
４原子％以下とすることが最も好ましい。ＰとＳｉの合
計量を示す組成比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質単相となるバルク
の大きさを増大できる。
ｉの合計量を示す組成比ｖを０原子％を越えて２２原子
％以下とすることが好ましく、８原子％以上１８原子％
以下とすることがより好ましく、１１．３原子％以上１
４原子％以下とすることが最も好ましい。ＰとＳｉの合
計量を示す組成比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体
の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質単相となるバルク
の大きさを増大できる。
【００２６】ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳｉとＰ
との比を表す組成比ｂは、組成比ｖが０原子％を越えて
２２原子％以下のときに０＜ｂ≦０．８とすることが好
ましく、組成比ｖが８原子％以上１８原子％以下のとき
に０．１≦ｂ≦０．３５とすることが好ましく、組成比
ｖが１１．３原子％以上１４原子％以下のときに０．１
≦ｂ≦０．２８とすることが好ましい。組成比ｂが０．
８を越えるとＳｉの量が過剰になり、過冷却液体領域Δ
Ｔxが消滅するおそれがあるので好ましくない。なお、
このときの非晶質軟磁性合金におけるＳｉの濃度を示す
と、好ましい場合に１７．６原子％以下、より好ましい
場合に０．８原子％以上６．３原子％以下、最も好まし
い場合に１．１３原子％以上３．９２原子％以下とな
る。
との比を表す組成比ｂは、組成比ｖが０原子％を越えて
２２原子％以下のときに０＜ｂ≦０．８とすることが好
ましく、組成比ｖが８原子％以上１８原子％以下のとき
に０．１≦ｂ≦０．３５とすることが好ましく、組成比
ｖが１１．３原子％以上１４原子％以下のときに０．１
≦ｂ≦０．２８とすることが好ましい。組成比ｂが０．
８を越えるとＳｉの量が過剰になり、過冷却液体領域Δ
Ｔxが消滅するおそれがあるので好ましくない。なお、
このときの非晶質軟磁性合金におけるＳｉの濃度を示す
と、好ましい場合に１７．６原子％以下、より好ましい
場合に０．８原子％以上６．３原子％以下、最も好まし
い場合に１．１３原子％以上３．９２原子％以下とな
る。
【００２７】ＰとＳｉの組成比を示すｂ、ｖを上記の範
囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、
非晶質単相となるバルクの大きさを増大させることがで
きる。
囲とすれば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、
非晶質単相となるバルクの大きさを増大させることがで
きる。
【００２８】またＣの組成比ｚは、０原子％を越えて１
２原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上
７．４原子％以下であることがより好ましく、１．８原
子％以上４．６原子％以下であることが最も好ましい。
更にＢの組成比ｗは、０原子％を越えて１６原子％以下
であることが好ましく、３原子％以上１４原子％以下で
あることがより好ましく、５．３原子％以上８．６原子
％以下であることが最も好ましい。
２原子％以下であることが好ましく、０．５原子％以上
７．４原子％以下であることがより好ましく、１．８原
子％以上４．６原子％以下であることが最も好ましい。
更にＢの組成比ｗは、０原子％を越えて１６原子％以下
であることが好ましく、３原子％以上１４原子％以下で
あることがより好ましく、５．３原子％以上８．６原子
％以下であることが最も好ましい。
【００２９】また、上記の組成に、Ｇｅが４原子％以下
含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、
Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％
含有されていてもよい。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５０Ｋ以上が得ら
れる。また上記の組成で示される元素の他に不可避的不
純物が含まれていても良い。
含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、
Ｚｒ及びＣｒのうち少なくとも１種以上が０〜７原子％
含有されていてもよい。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５０Ｋ以上が得ら
れる。また上記の組成で示される元素の他に不可避的不
純物が含まれていても良い。
【００３０】本発明に係る非晶質軟磁性合金は、溶製し
てから鋳造法により、あるいは単ロールもしくは双ロー
ルによる急冷法によって、さらには液中紡糸法や溶液抽
出法によって、あるいは高圧ガス噴霧法によって、もし
くは射出成形法によって、バルク状、リボン状、線状
体、粉末等の種々の形状として製造される。特に、単ロ
ール法等の急冷法や、鋳造法あるいは射出成形法によっ
て、従来公知の非晶質軟磁性合金の場合に比べて１０倍
以上の厚さと径の大きさの非晶質軟磁性合金を得ること
ができる。
てから鋳造法により、あるいは単ロールもしくは双ロー
ルによる急冷法によって、さらには液中紡糸法や溶液抽
出法によって、あるいは高圧ガス噴霧法によって、もし
くは射出成形法によって、バルク状、リボン状、線状
体、粉末等の種々の形状として製造される。特に、単ロ
ール法等の急冷法や、鋳造法あるいは射出成形法によっ
て、従来公知の非晶質軟磁性合金の場合に比べて１０倍
以上の厚さと径の大きさの非晶質軟磁性合金を得ること
ができる。
【００３１】これらの方法により得られた前記の組成の
非晶質軟磁性合金は、室温において磁性を有し、また熱
処理により、より良好な磁性を示す。このため優れたSo
ft 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。なお、製造方法について
付言すると、合金の組成、そして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１〜１０4Ｋ／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 phas
e）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。
非晶質軟磁性合金は、室温において磁性を有し、また熱
処理により、より良好な磁性を示す。このため優れたSo
ft 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。なお、製造方法について
付言すると、合金の組成、そして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１〜１０4Ｋ／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 phas
e）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。
【００３２】上記の非晶質軟磁性合金の製造方法の一例
として、成形金型を用いた射出成形法について説明す
る。この射出成形法は、上述の組成からなる非晶質軟磁
性合金の溶湯を、溶湯ノズルから成形金型の円環状のキ
ャビティに射出し、キャビティ内で溶湯を冷却固化して
円環状の射出成形体を製造するというもので、溶湯をキ
ャビティの外周型面の接線方向から射出するというもの
である。
として、成形金型を用いた射出成形法について説明す
る。この射出成形法は、上述の組成からなる非晶質軟磁
性合金の溶湯を、溶湯ノズルから成形金型の円環状のキ
ャビティに射出し、キャビティ内で溶湯を冷却固化して
円環状の射出成形体を製造するというもので、溶湯をキ
ャビティの外周型面の接線方向から射出するというもの
である。
【００３３】図１及び図２に本発明に係る成形金型の一
例を示す。この成形金型２１は、シート４０を管状に丸
めてなる円管体４１と上型２５と下型２６とからなる。
上型２５が下型２６の分割面２９に接すると共に、上型
２５の凸部２７が下型２６の切欠部２８に嵌合して、上
型２５と下型２６の相対位置がずれないように固定さ
れ、円管体４１が上型２５を貫通する孔２０に挿入され
ている。
例を示す。この成形金型２１は、シート４０を管状に丸
めてなる円管体４１と上型２５と下型２６とからなる。
上型２５が下型２６の分割面２９に接すると共に、上型
２５の凸部２７が下型２６の切欠部２８に嵌合して、上
型２５と下型２６の相対位置がずれないように固定さ
れ、円管体４１が上型２５を貫通する孔２０に挿入され
ている。
【００３４】下型２６の分割面２９のほぼ中央には凹部
２２が設けられている。凹部２２は浅い丸穴とされてい
る。また、分割面２９には、スプルー２３及び湯口２４
が設けられている。スプルー２３は、図１及び図２に示
すように、凹部２２に連通すると共に、凹部２２の周壁
面２２ａの接線方向に向けて延在している。また、凹部
２２とスプルー２３の深さはほぼ同一とされている。湯
口２４はスプルー２３と連通し、下型２６の側壁面に開
口している。また、円管体４１が孔２０に挿入されて、
円管体４１の先端４１ａが凹部２２の底面２２ｂのほぼ
中央に当接し、これにより円管体４１の周面４１ｂと凹
部２２の周壁面２２ａが同心円を構成する関係となっ
て、図２に示す略円環状のキャビティＡが形成される。
従って、凹部２２の周壁面２２ａがキャビティＡの外径
を決める外周型面を構成し、円管体４１の周面４１ｂが
キャビティＡの内径を決める内周壁面を構成する関係と
なる。尚、外周型面（周壁面２２ａ）が円環状の射出成
形体の外周面を成形し、内周型面（周面２０ｂ）が射出
成形体の内周面を成形する。
２２が設けられている。凹部２２は浅い丸穴とされてい
る。また、分割面２９には、スプルー２３及び湯口２４
が設けられている。スプルー２３は、図１及び図２に示
すように、凹部２２に連通すると共に、凹部２２の周壁
面２２ａの接線方向に向けて延在している。また、凹部
２２とスプルー２３の深さはほぼ同一とされている。湯
口２４はスプルー２３と連通し、下型２６の側壁面に開
口している。また、円管体４１が孔２０に挿入されて、
円管体４１の先端４１ａが凹部２２の底面２２ｂのほぼ
中央に当接し、これにより円管体４１の周面４１ｂと凹
部２２の周壁面２２ａが同心円を構成する関係となっ
て、図２に示す略円環状のキャビティＡが形成される。
従って、凹部２２の周壁面２２ａがキャビティＡの外径
を決める外周型面を構成し、円管体４１の周面４１ｂが
キャビティＡの内径を決める内周壁面を構成する関係と
なる。尚、外周型面（周壁面２２ａ）が円環状の射出成
形体の外周面を成形し、内周型面（周面２０ｂ）が射出
成形体の内周面を成形する。
【００３５】円管体４１は図１に示すように、例えば略
矩形のシート４０を管状に丸めたもので、シート４０の
両端４２、４３が重なるように丸められてなるものであ
る。シート４０は、丸められた状態で上型２５の孔２０
に挿入され、孔２０の内面２０ａにより管状に支持され
て円管体４１とされる。従ってこの円管体４１は、シー
ト４０の両端４２、４３を互いに接合させて固定するこ
となく管状に維持されるため、両端４２、４３が互いに
摺動自在とされており、円管体４１の径が縮小自在とさ
れている。このようにして、キャビティＡの内径が縮小
するように構成されている。
矩形のシート４０を管状に丸めたもので、シート４０の
両端４２、４３が重なるように丸められてなるものであ
る。シート４０は、丸められた状態で上型２５の孔２０
に挿入され、孔２０の内面２０ａにより管状に支持され
て円管体４１とされる。従ってこの円管体４１は、シー
ト４０の両端４２、４３を互いに接合させて固定するこ
となく管状に維持されるため、両端４２、４３が互いに
摺動自在とされており、円管体４１の径が縮小自在とさ
れている。このようにして、キャビティＡの内径が縮小
するように構成されている。
【００３６】シート４０は、非晶質軟磁性合金の溶湯と
反応することがなく、溶湯の温度（１０００〜１４００
℃）より融点が高く、かつ熱伝導率が高いものであれば
どのようなものでも良く、例えば、Ｃｕ（銅）、Ａｌ
（アルミニウム）、Ａｕ（金）、Ａｇ（銀）、Ｐｔ（白
金）等からなる金属箔や、カーボンシート等であっても
良いが、特に銅箔からなることが好ましい。また、熱膨
張係数が非晶質軟磁性合金と同等であれば、成形金型内
に流入する非晶質軟磁性合金溶湯の熱により同じように
膨張、収縮するのでより好ましい。
反応することがなく、溶湯の温度（１０００〜１４００
℃）より融点が高く、かつ熱伝導率が高いものであれば
どのようなものでも良く、例えば、Ｃｕ（銅）、Ａｌ
（アルミニウム）、Ａｕ（金）、Ａｇ（銀）、Ｐｔ（白
金）等からなる金属箔や、カーボンシート等であっても
良いが、特に銅箔からなることが好ましい。また、熱膨
張係数が非晶質軟磁性合金と同等であれば、成形金型内
に流入する非晶質軟磁性合金溶湯の熱により同じように
膨張、収縮するのでより好ましい。
【００３７】また図２に示すように、キャビティＡの周
壁面２２ａ（外周型面）の一部が切り欠けられてスプル
ー２３が連結されている。スプルー２３は、その一方の
側面が凹部２２の周壁面２２ａ（外周型面）に接続さ
れ、この接続部分における周壁面２２ａの接線方向に向
けてこの側面が延在している。また周壁面２２ａは、ス
プルー２３の他方の側面とも接続しており、この他方の
側面は一方の側面と離間かつ平行になるように形成され
ている。そしてこの他方の側面の延長線が、円管体４１
の周面４１ｂの接線となるように構成されている。この
ようにしてスプルー２３がキャビティＡの接線方向に延
在している。なお、スプルー２３の延在方向は、キャビ
ティＡの接線方向に完全に一致させることが好ましい
が、接線方向から多少ずれた方向に延在していてもよ
い。
壁面２２ａ（外周型面）の一部が切り欠けられてスプル
ー２３が連結されている。スプルー２３は、その一方の
側面が凹部２２の周壁面２２ａ（外周型面）に接続さ
れ、この接続部分における周壁面２２ａの接線方向に向
けてこの側面が延在している。また周壁面２２ａは、ス
プルー２３の他方の側面とも接続しており、この他方の
側面は一方の側面と離間かつ平行になるように形成され
ている。そしてこの他方の側面の延長線が、円管体４１
の周面４１ｂの接線となるように構成されている。この
ようにしてスプルー２３がキャビティＡの接線方向に延
在している。なお、スプルー２３の延在方向は、キャビ
ティＡの接線方向に完全に一致させることが好ましい
が、接線方向から多少ずれた方向に延在していてもよ
い。
【００３８】上述の成形金型２１を用いて射出成形体を
製造するには、まず図１及び図２に示すように、上型２
５を下型２６に嵌合し、上型２５の孔２０に円管体４１
を挿入してキャビティＡを形成した後、上記組成の非晶
質軟磁性合金の溶湯が充填された溶湯ノズル３１を湯口
２４に当接させる。次に、図示しないガス供給源から不
活性ガスを供給して溶湯を溶湯ノズル３１から射出す
る。射出された溶湯は、湯口２４及びスプルー２３を通
過してキャビティＡに侵入する。スプルー２３がキャビ
ティＡの周壁面２２ａの接線方向に延在しているので、
射出された溶湯は、周壁面２２ａの接線方向からキャビ
ティＡに侵入し、分流することなく図示矢印Ｚ方向に向
けて移動してキャビティＡ内に充填される。
製造するには、まず図１及び図２に示すように、上型２
５を下型２６に嵌合し、上型２５の孔２０に円管体４１
を挿入してキャビティＡを形成した後、上記組成の非晶
質軟磁性合金の溶湯が充填された溶湯ノズル３１を湯口
２４に当接させる。次に、図示しないガス供給源から不
活性ガスを供給して溶湯を溶湯ノズル３１から射出す
る。射出された溶湯は、湯口２４及びスプルー２３を通
過してキャビティＡに侵入する。スプルー２３がキャビ
ティＡの周壁面２２ａの接線方向に延在しているので、
射出された溶湯は、周壁面２２ａの接線方向からキャビ
ティＡに侵入し、分流することなく図示矢印Ｚ方向に向
けて移動してキャビティＡ内に充填される。
【００３９】そして溶湯は、キャビティＡ内及びスプル
ー２３内で冷却固化されて円環状に成形される。ここで
図２に示すように、溶湯の射出前における円管体４１の
径はｒ1とされているが、溶湯が冷却固化された際に起
きる体積収縮によって、円管体４１を構成するシート４
０の両端４２、４３が互いに摺動するか、あるいは円管
体４１が中心方向に圧縮応力を受けて潰されながら変形
することにより、その径が縮小してｒ2（ｒ1＞ｒ2）と
なる。このようにして図３に示すような、非晶質相を主
体とする射出成形前駆体５１が形成される。
ー２３内で冷却固化されて円環状に成形される。ここで
図２に示すように、溶湯の射出前における円管体４１の
径はｒ1とされているが、溶湯が冷却固化された際に起
きる体積収縮によって、円管体４１を構成するシート４
０の両端４２、４３が互いに摺動するか、あるいは円管
体４１が中心方向に圧縮応力を受けて潰されながら変形
することにより、その径が縮小してｒ2（ｒ1＞ｒ2）と
なる。このようにして図３に示すような、非晶質相を主
体とする射出成形前駆体５１が形成される。
【００４０】射出成形前駆体５１は、キャビティＡによ
り成形された円環状のキャビティ成形部５２と、スプル
ー２３により成形されたスプルー成形部５３とからな
り、このスプルー成形部５３を除去することにより、円
環状の非晶質軟磁性合金からなる射出成形体１１が得ら
れる。
り成形された円環状のキャビティ成形部５２と、スプル
ー２３により成形されたスプルー成形部５３とからな
り、このスプルー成形部５３を除去することにより、円
環状の非晶質軟磁性合金からなる射出成形体１１が得ら
れる。
【００４１】溶湯の酸化による溶湯ノズル３１の溶湯詰
まりの発生を防止するためには、成形金型２１への溶湯
の射出を低酸素濃度の雰囲気で行うことが好ましく、不
活性ガス雰囲気または真空雰囲気にて行うことがより好
ましい。また、溶湯の温度は、非晶質軟磁性合金の融点
をＴmとしたときに、（Ｔm−１００）Ｋ〜（Ｔm＋３０
０）Ｋの範囲とすることが好ましく、Ｔm Ｋ〜（Ｔm＋
１００）Ｋの範囲とすることがより好ましい。溶湯の温
度が（Ｔm−１００）Ｋ未満であると溶湯ノズル３１内
で溶湯が詰まるおそれがある上、液体状態の不安定な過
冷却液体状態で成形金型内に流入することにより結晶化
するおそれがあり、また（Ｔm＋３００）Ｋ以上にして
もそれに見合う効果が得られないからである。なお、非
晶質軟磁性合金の融点Ｔmは、例えばＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65
Ｃ3.45Ｂ6.9Ｓｉ3の組成の場合に１３１７Ｋであること
から、この組成の場合には、溶湯の温度を１２１７〜１
６１７Ｋとすることが好ましく、１３１７〜１４１７Ｋ
とすることがより好ましい。
まりの発生を防止するためには、成形金型２１への溶湯
の射出を低酸素濃度の雰囲気で行うことが好ましく、不
活性ガス雰囲気または真空雰囲気にて行うことがより好
ましい。また、溶湯の温度は、非晶質軟磁性合金の融点
をＴmとしたときに、（Ｔm−１００）Ｋ〜（Ｔm＋３０
０）Ｋの範囲とすることが好ましく、Ｔm Ｋ〜（Ｔm＋
１００）Ｋの範囲とすることがより好ましい。溶湯の温
度が（Ｔm−１００）Ｋ未満であると溶湯ノズル３１内
で溶湯が詰まるおそれがある上、液体状態の不安定な過
冷却液体状態で成形金型内に流入することにより結晶化
するおそれがあり、また（Ｔm＋３００）Ｋ以上にして
もそれに見合う効果が得られないからである。なお、非
晶質軟磁性合金の融点Ｔmは、例えばＦｅ70Ａｌ7Ｐ9.65
Ｃ3.45Ｂ6.9Ｓｉ3の組成の場合に１３１７Ｋであること
から、この組成の場合には、溶湯の温度を１２１７〜１
６１７Ｋとすることが好ましく、１３１７〜１４１７Ｋ
とすることがより好ましい。
【００４２】更に、溶湯の射出圧力は、２９〜４９０ｋ
Ｐａであることが好ましく、９８〜２９４ｋＰａである
ことがより好ましい。射出圧力が２９ｋＰａ未満である
とキャビティＡ全体に溶湯を充填することができなくな
るので好ましくなく、射出圧力が４９０ｋＰａを越える
と成形金型２１の上型２５と下型２６の接合部分から溶
湯が漏出するおそれがあり、また射出成形体に応力が残
留するおそれがあって好ましくないためである。
Ｐａであることが好ましく、９８〜２９４ｋＰａである
ことがより好ましい。射出圧力が２９ｋＰａ未満である
とキャビティＡ全体に溶湯を充填することができなくな
るので好ましくなく、射出圧力が４９０ｋＰａを越える
と成形金型２１の上型２５と下型２６の接合部分から溶
湯が漏出するおそれがあり、また射出成形体に応力が残
留するおそれがあって好ましくないためである。
【００４３】上記の非晶質軟磁性合金は、磁性を示すＦ
ｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂ及びＳ
ｉを具備しているので、非晶質相を主相とするとともに
軟磁気特性を示す非晶質軟磁性合金を構成することがで
き、またＡｌは非晶質形成能を高める作用があるので、
組織全体が完全に非晶質相である非晶質軟磁性合金を構
成することができる。
ｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂ及びＳ
ｉを具備しているので、非晶質相を主相とするとともに
軟磁気特性を示す非晶質軟磁性合金を構成することがで
き、またＡｌは非晶質形成能を高める作用があるので、
組織全体が完全に非晶質相である非晶質軟磁性合金を構
成することができる。
【００４４】また上記の非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ以
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合
金であるので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際
に、比較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させること
ができ、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが
できる。特に合金の溶湯を用いて鋳造法や射出成形法を
適用することにより、バルク状の鋳造体や射出成形体を
構成できる。
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合
金であるので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際
に、比較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させること
ができ、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが
できる。特に合金の溶湯を用いて鋳造法や射出成形法を
適用することにより、バルク状の鋳造体や射出成形体を
構成できる。
【００４５】また、上記の非晶質軟磁性合金の非晶質形
成能は、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金の
非晶質形成能よりも優れているので、冷却速度が遅くな
っても完全な非晶質相が形成されるので、鋳造法によっ
て非晶質相を有する比較的大きな形状のバルク体を製造
することができる。
成能は、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金の
非晶質形成能よりも優れているので、冷却速度が遅くな
っても完全な非晶質相が形成されるので、鋳造法によっ
て非晶質相を有する比較的大きな形状のバルク体を製造
することができる。
【００４６】また、組織全体を完全な非晶質相とするこ
とができるので、透磁率及び飽和磁化が格段に向上し、
優れた軟磁気特性を示すことができる。また組織全体が
完全な非晶質相であることから、適度な条件で熱処理し
た場合に結晶質相が析出させることなく内部応力を緩和
でき、軟磁気特性をより向上させることができる。
とができるので、透磁率及び飽和磁化が格段に向上し、
優れた軟磁気特性を示すことができる。また組織全体が
完全な非晶質相であることから、適度な条件で熱処理し
た場合に結晶質相が析出させることなく内部応力を緩和
でき、軟磁気特性をより向上させることができる。
【００４７】
【実施例】（実験例１：物性及び磁気特性のＰ、Ｓｉ、
Ｃ、Ｂの組成依存性調査）Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合
金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉ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、種々の組成のインゴット
を作製した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解
し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから回転してい
るロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によ
り、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施例１〜実施例１４の
非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。また、比較例１とし
て、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成
であってＧａが添加された非晶質軟磁性合金の薄帯を製
造した。
Ｃ、Ｂの組成依存性調査）Ｆｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合
金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉ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、種々の組成のインゴット
を作製した。このインゴットをるつぼ内に入れて溶解
し、減圧Ａｒ雰囲気下でるつぼのノズルから回転してい
るロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によ
り、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施例１〜実施例１４の
非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。また、比較例１とし
て、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成
であってＧａが添加された非晶質軟磁性合金の薄帯を製
造した。
【００４８】得られた軟磁性非晶質軟磁性合金の薄帯の
組成を表１に示す。非晶質軟磁性合金薄帯の組成は、Ｆ
ｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣzＢw（但し、ｖは１
０．３５〜１４．９５原子％、ｚは１．１５〜８．０５
原子％、ｗは２．３〜９．２原子％である）のものであ
った。また、実施例１〜１４の非晶質軟磁性合金につい
て、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行った。結果を
図４に示す。更に、実施例４、実施例１４及び比較例１
の非晶質軟磁性合金について、ＤＳＣ測定（Differenti
al scanning caloriemetry：示差走査熱量測定）を行っ
た。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は０．６７Ｋ／秒
であった。結果を図５及び表２に示す。
組成を表１に示す。非晶質軟磁性合金薄帯の組成は、Ｆ
ｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）vＣzＢw（但し、ｖは１
０．３５〜１４．９５原子％、ｚは１．１５〜８．０５
原子％、ｗは２．３〜９．２原子％である）のものであ
った。また、実施例１〜１４の非晶質軟磁性合金につい
て、Ｘ線回折法により結晶構造の解析を行った。結果を
図４に示す。更に、実施例４、実施例１４及び比較例１
の非晶質軟磁性合金について、ＤＳＣ測定（Differenti
al scanning caloriemetry：示差走査熱量測定）を行っ
た。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は０．６７Ｋ／秒
であった。結果を図５及び表２に示す。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】図４から明らかなように、実施例１〜１４
の非晶質軟磁性合金薄帯のＸ線回折パターンはブロード
なパターンを示しており、非晶質相を主体とする組織を
有していることがわかる。
の非晶質軟磁性合金薄帯のＸ線回折パターンはブロード
なパターンを示しており、非晶質相を主体とする組織を
有していることがわかる。
【００５２】また、図５及び表２から明らかなように、
実施例４の非晶質軟磁性合金のＤＳＣ曲線には、７５８
Ｋにガラス遷移温度Ｔgが認められ、８２１Ｋに結晶化
開始温度Ｔxが観察され、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxは６３Ｋであった。また、実
施例１４の非晶質軟磁性合金のＤＳＣ曲線には、７６０
Ｋにガラス遷移温度Ｔgが認められ、８２１Ｋに結晶化
開始温度Ｔxが観察され、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは
６１Ｋであった。また、比較例１の非晶質軟磁性合金の
ＤＳＣ曲線おいても、７４０Ｋにガラス遷移温度Ｔgが
認められ、８００Ｋに結晶化開始温度Ｔxが観察され、
過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６０Ｋであった。
実施例４の非晶質軟磁性合金のＤＳＣ曲線には、７５８
Ｋにガラス遷移温度Ｔgが認められ、８２１Ｋに結晶化
開始温度Ｔxが観察され、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される過
冷却液体の温度間隔ΔＴxは６３Ｋであった。また、実
施例１４の非晶質軟磁性合金のＤＳＣ曲線には、７６０
Ｋにガラス遷移温度Ｔgが認められ、８２１Ｋに結晶化
開始温度Ｔxが観察され、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは
６１Ｋであった。また、比較例１の非晶質軟磁性合金の
ＤＳＣ曲線おいても、７４０Ｋにガラス遷移温度Ｔgが
認められ、８００Ｋに結晶化開始温度Ｔxが観察され、
過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６０Ｋであった。
【００５３】以上のことから、実施例４及び実施例１４
の非晶質軟磁性合金は、Ｇａが添加されていないにもか
かわらず、結晶化温度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却
液体域が存在し、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大き
く、金属ガラス合金であることが分かる。従ってＦｅ、
Ｇａ、Ｐ、Ｃ、ＢおよびＳｉからなる合金であっても、
２０Ｋ以上の広い過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示すこ
とがわかる。
の非晶質軟磁性合金は、Ｇａが添加されていないにもか
かわらず、結晶化温度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却
液体域が存在し、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大き
く、金属ガラス合金であることが分かる。従ってＦｅ、
Ｇａ、Ｐ、Ｃ、ＢおよびＳｉからなる合金であっても、
２０Ｋ以上の広い過冷却液体の温度間隔ΔＴxを示すこ
とがわかる。
【００５４】次に、実施例１〜１４の非晶質軟磁性合金
薄帯について、ＤＳＣ測定（Differential scanning ca
loriemetry：示差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移温
度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、キュリー温度Ｔc及び融点
Ｔmを測定するとともに、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、
Ｔg／Ｔmを求めた。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は
０．６７Ｋ／秒であった。図６にガラス遷移温度Ｔgの
組成依存性、図７に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、
図８に過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性、図９
に融点Ｔmの組成依存性、図１０にＴg／Ｔmの組成依存
性、図１１にキュリー温度Ｔcの組成依存性をそれぞれ
示す。
薄帯について、ＤＳＣ測定（Differential scanning ca
loriemetry：示差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移温
度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、キュリー温度Ｔc及び融点
Ｔmを測定するとともに、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、
Ｔg／Ｔmを求めた。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は
０．６７Ｋ／秒であった。図６にガラス遷移温度Ｔgの
組成依存性、図７に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、
図８に過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性、図９
に融点Ｔmの組成依存性、図１０にＴg／Ｔmの組成依存
性、図１１にキュリー温度Ｔcの組成依存性をそれぞれ
示す。
【００５５】また実施例１〜１４の非晶質軟磁性合金薄
帯について、ＶＳＭにより飽和磁化（σs）を測定し、
ＢＨループトレーサにより透磁率（μe）及び保磁力
（Ｈｃ）を測定した。図１２に飽和磁化（σs）の組成
依存性を示し、図１３に透磁率（μe）の組成依存性を
示し、図１４に保磁力（Ｈｃ）の組成依存性を示す。
帯について、ＶＳＭにより飽和磁化（σs）を測定し、
ＢＨループトレーサにより透磁率（μe）及び保磁力
（Ｈｃ）を測定した。図１２に飽和磁化（σs）の組成
依存性を示し、図１３に透磁率（μe）の組成依存性を
示し、図１４に保磁力（Ｈｃ）の組成依存性を示す。
【００５６】なお、図６〜図１４の三角組成図中のプロ
ットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温
度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、融点Ｔm、Ｔg／Ｔ
m、キュリー温度Ｔc、飽和磁化（σs）、透磁率（μ
e）、保磁力（Ｈｃ）の値をそれぞれ示すものである。
また、図６〜図１４の三角組成図には、等温線若しくは
等値線を記入しており、これらの線の近傍に付した数字
はこれらの等温線若しくは等値線の値を示すものであ
る。
ットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温
度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、融点Ｔm、Ｔg／Ｔ
m、キュリー温度Ｔc、飽和磁化（σs）、透磁率（μ
e）、保磁力（Ｈｃ）の値をそれぞれ示すものである。
また、図６〜図１４の三角組成図には、等温線若しくは
等値線を記入しており、これらの線の近傍に付した数字
はこれらの等温線若しくは等値線の値を示すものであ
る。
【００５７】図６よりガラス遷移温度Ｔgは、Ｂ量の増
加及びＣ量の減少伴って上昇しており、Ｔgの７６０Ｋ
の等温線がＢの組成比ｗの４．１〜８．０５原子％の範
囲、かつＣの組成比ｚの２．３〜５．１原子％の範囲に
ある。また図７より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場合と
同様にＢ量の増加及びＣ量の減少に伴って上昇し、Ｔx
の８１５Ｋの等温線がＢの組成比ｗの４〜８．４原子％
の範囲、かつＣの組成比ｚの０．３〜５原子％の範囲に
ある。そして図８に示すように、図６に示すＴgの７６
０Ｋの等温線と、図７に示すＴxの８１５Ｋの等温線と
に囲まれた範囲が、ΔＴxの６０Ｋの等温線の範囲に相
当し、この範囲内で過冷却液体の温度間隔ΔＴxが６０
Ｋを越えており、特にＦｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）
12.65Ｃ3.45Ｂ6.9なる組成の実施例４の非晶質軟磁性合
金のΔＴxが６３Ｋを示していることがわかる。
加及びＣ量の減少伴って上昇しており、Ｔgの７６０Ｋ
の等温線がＢの組成比ｗの４．１〜８．０５原子％の範
囲、かつＣの組成比ｚの２．３〜５．１原子％の範囲に
ある。また図７より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場合と
同様にＢ量の増加及びＣ量の減少に伴って上昇し、Ｔx
の８１５Ｋの等温線がＢの組成比ｗの４〜８．４原子％
の範囲、かつＣの組成比ｚの０．３〜５原子％の範囲に
ある。そして図８に示すように、図６に示すＴgの７６
０Ｋの等温線と、図７に示すＴxの８１５Ｋの等温線と
に囲まれた範囲が、ΔＴxの６０Ｋの等温線の範囲に相
当し、この範囲内で過冷却液体の温度間隔ΔＴxが６０
Ｋを越えており、特にＦｅ70Ａｌ7（Ｐ0.76Ｓｉ0.24）
12.65Ｃ3.45Ｂ6.9なる組成の実施例４の非晶質軟磁性合
金のΔＴxが６３Ｋを示していることがわかる。
【００５８】次に図９より、１２９０Ｋの等温線を境に
Ｂ量の高い側でＴmが最大で１３６１Ｋを示し、１２９
０Ｋの等温線よりＢ量が低い側でＴmが最小で１２２６
Ｋを示している。このように、図９に示した三角組成図
の範囲内の組成でＴmに１３５Ｋ程度の差があることか
ら、この系の非晶質軟磁性合金では特にＢの組成比ｗに
対して融点Ｔmが敏感であることがわかる。
Ｂ量の高い側でＴmが最大で１３６１Ｋを示し、１２９
０Ｋの等温線よりＢ量が低い側でＴmが最小で１２２６
Ｋを示している。このように、図９に示した三角組成図
の範囲内の組成でＴmに１３５Ｋ程度の差があることか
ら、この系の非晶質軟磁性合金では特にＢの組成比ｗに
対して融点Ｔmが敏感であることがわかる。
【００５９】次に図１０に示すＴg／Ｔmの組成依存性
は、Ｔmの組成に対する鋭敏性を反映したものとなって
おり、Ｂが５．７５原子％以下の範囲であるＴg／Ｔm＝
０．６０の等値線の範囲内でＴg／Ｔmがやや大きくなっ
ている。Ｔg／Ｔmが大きくなるということは、融点Ｔm
とガラス遷移温度Ｔgの温度差が小さくなることになる
ので、この範囲の組成の合金では、冷却速度を低くして
も非晶質相が形成されやすく、いわゆる臨界冷却速度が
小さくなる。すなわち、Ｔg／Ｔmが大きいほど非晶質形
成能に優れていることになる。
は、Ｔmの組成に対する鋭敏性を反映したものとなって
おり、Ｂが５．７５原子％以下の範囲であるＴg／Ｔm＝
０．６０の等値線の範囲内でＴg／Ｔmがやや大きくなっ
ている。Ｔg／Ｔmが大きくなるということは、融点Ｔm
とガラス遷移温度Ｔgの温度差が小さくなることになる
ので、この範囲の組成の合金では、冷却速度を低くして
も非晶質相が形成されやすく、いわゆる臨界冷却速度が
小さくなる。すなわち、Ｔg／Ｔmが大きいほど非晶質形
成能に優れていることになる。
【００６０】ここで図１０と図８を比較すると、Ｔg／
Ｔm＝０．６０以下の領域が、図８に示したΔＴxの６０
Ｋ以上の領域に重複しており、Ｔg／Ｔmが高い領域とΔ
Ｔxが高い領域は必ずしも重複していないことが分か
る。しかし、ΔＴxが６０Ｋ以上の領域であっても、Ｔg
／Ｔmが０．５７〜０．５８と比較的高い値を示してい
ることから、比較的高い非晶質形成能を有していること
が分かる。
Ｔm＝０．６０以下の領域が、図８に示したΔＴxの６０
Ｋ以上の領域に重複しており、Ｔg／Ｔmが高い領域とΔ
Ｔxが高い領域は必ずしも重複していないことが分か
る。しかし、ΔＴxが６０Ｋ以上の領域であっても、Ｔg
／Ｔmが０．５７〜０．５８と比較的高い値を示してい
ることから、比較的高い非晶質形成能を有していること
が分かる。
【００６１】次に図１１に示すようにキュリー温度Ｔc
は、（Ｐ＋Ｓｉ）量が小さくなるにつれて上昇してい
る。また図１２に示すように飽和磁化（σs）は、図１
１のキュリー温度Ｔcと同様に（Ｐ＋Ｓｉ）量が小さく
なるにつれて高くなっていることがわかる。特に（Ｐ＋
Ｓｉ）量が１２．６５原子％以下で飽和磁化（σs）が
１８０×１０-6(Ｗｂ・ｍ・ｋｇ-1)以上となり、更に
（Ｐ＋Ｓｉ）量が１１．５原子％以下で飽和磁化（σ
s）が１９０×１０-6(Ｗｂ・ｍ・ｋｇ-1)以上となり、
高い飽和磁化（σs）を示すことが分かる。
は、（Ｐ＋Ｓｉ）量が小さくなるにつれて上昇してい
る。また図１２に示すように飽和磁化（σs）は、図１
１のキュリー温度Ｔcと同様に（Ｐ＋Ｓｉ）量が小さく
なるにつれて高くなっていることがわかる。特に（Ｐ＋
Ｓｉ）量が１２．６５原子％以下で飽和磁化（σs）が
１８０×１０-6(Ｗｂ・ｍ・ｋｇ-1)以上となり、更に
（Ｐ＋Ｓｉ）量が１１．５原子％以下で飽和磁化（σ
s）が１９０×１０-6(Ｗｂ・ｍ・ｋｇ-1)以上となり、
高い飽和磁化（σs）を示すことが分かる。
【００６２】このように、キュリー温度Ｔcと飽和磁化
（σs）は高い相関関係を有していることがわかる。即
ち組成比を最適化することによってキュリー温度Ｔcが
上昇するともに飽和磁化（σs）も向上し、またキュリ
ー温度Ｔcの上昇により非晶質軟磁性合金の磁気特性の
熱安定性が向上する結果となる。
（σs）は高い相関関係を有していることがわかる。即
ち組成比を最適化することによってキュリー温度Ｔcが
上昇するともに飽和磁化（σs）も向上し、またキュリ
ー温度Ｔcの上昇により非晶質軟磁性合金の磁気特性の
熱安定性が向上する結果となる。
【００６３】また図１３に示すように透磁率（μe）
は、最大で２８３００を示しているものの、図１３の三
角組成図からは組成比と透磁率（μe）の明確な傾向が
みられない。従って透磁率（μe）のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ
の各組成比に対する依存性は小さいものと考えられる。
また図１４に示すように保磁力（Ｈｃ）は、飽和磁化
（σs）やその他の熱特性のようにＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの
各組成比に対する依存性は高くない。
は、最大で２８３００を示しているものの、図１３の三
角組成図からは組成比と透磁率（μe）の明確な傾向が
みられない。従って透磁率（μe）のＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ
の各組成比に対する依存性は小さいものと考えられる。
また図１４に示すように保磁力（Ｈｃ）は、飽和磁化
（σs）やその他の熱特性のようにＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの
各組成比に対する依存性は高くない。
【００６４】以上のことから、Ｔg、Ｔx、ΔＴx、Ｔm、
Ｔg／Ｔm、Ｔcといった熱特性及び飽和磁化（σs）につ
いては、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの組成比に対する依存性が極
めて高いことが分かる。
Ｔg／Ｔm、Ｔcといった熱特性及び飽和磁化（σs）につ
いては、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの組成比に対する依存性が極
めて高いことが分かる。
【００６５】（実験例２：物性及び磁気特性のＦｅ、Ａ
ｌの組成依存性調査）実験例１と同様にして、種々の組
成のインゴットを溶解して溶湯とし、減圧Ａｒ雰囲気下
で回転しているロールにこの溶湯を吹き出して急冷する
ことにより、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施例１５〜実
施例１８の非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。
ｌの組成依存性調査）実験例１と同様にして、種々の組
成のインゴットを溶解して溶湯とし、減圧Ａｒ雰囲気下
で回転しているロールにこの溶湯を吹き出して急冷する
ことにより、幅１ｍｍ、厚さ２０μｍの実施例１５〜実
施例１８の非晶質軟磁性合金の薄帯を得た。
【００６６】得られた非晶質軟磁性合金の薄帯の組成を
表３に示す。この非晶質軟磁性合金薄帯は、Ｆｅ
100-x-yＡｌx（Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13）y（但し、
ｘは１〜５原子％であり、ｙは１８〜２２原子％であ
る）の組成のものであった。得られた非晶質軟磁性合金
についてＸ線回折測定を行った。結果を図１５に示す。
表３に示す。この非晶質軟磁性合金薄帯は、Ｆｅ
100-x-yＡｌx（Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13）y（但し、
ｘは１〜５原子％であり、ｙは１８〜２２原子％であ
る）の組成のものであった。得られた非晶質軟磁性合金
についてＸ線回折測定を行った。結果を図１５に示す。
【００６７】
【表３】
【００６８】図１５から明らかなように、実施例１５〜
１８の非晶質軟磁性合金の薄帯のＸ線回折パターンはい
ずれもブロードなパターンを示しており、非晶質相を主
体とする組織を有していることがわかる。
１８の非晶質軟磁性合金の薄帯のＸ線回折パターンはい
ずれもブロードなパターンを示しており、非晶質相を主
体とする組織を有していることがわかる。
【００６９】次に、実施例１５〜１８の非晶質軟磁性合
金薄帯について、ＤＳＣ測定（Differential scanning
caloriemetry：示差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移
温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、キュリー温度Ｔc及び融
点Ｔmを測定するとともに、過冷却液体の温度間隔ΔＴ
x、Ｔg／Ｔmを求めた。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速
度は０．６７Ｋ／秒であった。図１６にガラス遷移温度
Ｔgの組成依存性、図１７に結晶化開始温度Ｔxの組成依
存性、図１８に過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存
性、図１９に融点Ｔmの組成依存性、図２０にＴg／Ｔm
の組成依存性、図２１にキュリー温度Ｔcの組成依存性
をそれぞれ示す。
金薄帯について、ＤＳＣ測定（Differential scanning
caloriemetry：示差走査熱量測定）を行い、ガラス遷移
温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、キュリー温度Ｔc及び融
点Ｔmを測定するとともに、過冷却液体の温度間隔ΔＴ
x、Ｔg／Ｔmを求めた。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速
度は０．６７Ｋ／秒であった。図１６にガラス遷移温度
Ｔgの組成依存性、図１７に結晶化開始温度Ｔxの組成依
存性、図１８に過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存
性、図１９に融点Ｔmの組成依存性、図２０にＴg／Ｔm
の組成依存性、図２１にキュリー温度Ｔcの組成依存性
をそれぞれ示す。
【００７０】また実施例１５〜１８の非晶質軟磁性合金
薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁化（σs）を測定
し、ＢＨループトレーサにより透磁率（μe）及び保磁
力（Ｈｃ）を測定した。図２２に飽和磁化（σs）の組
成依存性を示し、図２３に透磁率（μe）の組成依存性
を示し、図２４に保磁力（Ｈｃ）の組成依存性を示す。
薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁化（σs）を測定
し、ＢＨループトレーサにより透磁率（μe）及び保磁
力（Ｈｃ）を測定した。図２２に飽和磁化（σs）の組
成依存性を示し、図２３に透磁率（μe）の組成依存性
を示し、図２４に保磁力（Ｈｃ）の組成依存性を示す。
【００７１】なお、図１６〜図２４の三角組成図中のプ
ロットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始
温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、融点Ｔm、Ｔg／
Ｔm、キュリー温度Ｔc、飽和磁化（σs）、透磁率（μ
e）、保磁力（Ｈｃ）の値をそれぞれ示すものである。
また、図１６〜図２４の三角組成図には、等温線若しく
は等値線を記入しており、これらの線の近傍に付した数
字はこれらの等温線若しくは等値線の値を示すものであ
る。
ロットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始
温度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、融点Ｔm、Ｔg／
Ｔm、キュリー温度Ｔc、飽和磁化（σs）、透磁率（μ
e）、保磁力（Ｈｃ）の値をそれぞれ示すものである。
また、図１６〜図２４の三角組成図には、等温線若しく
は等値線を記入しており、これらの線の近傍に付した数
字はこれらの等温線若しくは等値線の値を示すものであ
る。
【００７２】図１６よりガラス遷移温度Ｔgは、（ＰＣ
ＢＳｉ）量の増加、並びにＦｅ量及びＡｌ量の減少に伴
って上昇しており、Ｔgの７６０Ｋの等温線が（ＰＣＢ
Ｓｉ）量の組成比ｙの２１原子％付近にある。また図１
７より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場合と同様に（ＰＣ
ＢＳｉ）量の増加、並びにＦｅ量及びＡｌ量の減少に伴
って上昇しており、Ｔxの８００Ｋの等温線が（ＰＣＢ
Ｓｉ）の組成比ｙの２１原子％の付近にある。
ＢＳｉ）量の増加、並びにＦｅ量及びＡｌ量の減少に伴
って上昇しており、Ｔgの７６０Ｋの等温線が（ＰＣＢ
Ｓｉ）量の組成比ｙの２１原子％付近にある。また図１
７より結晶化開始温度Ｔxは、Ｔgの場合と同様に（ＰＣ
ＢＳｉ）量の増加、並びにＦｅ量及びＡｌ量の減少に伴
って上昇しており、Ｔxの８００Ｋの等温線が（ＰＣＢ
Ｓｉ）の組成比ｙの２１原子％の付近にある。
【００７３】ΔＴxについては図１８に示すように、
（ＰＣＢＳｉ）の増加及びＦｅ量及びＡｌ量の減少に伴
って上昇しており、ΔＴxの３５Ｋの等温線が（ＰＣＢ
Ｓｉ）の組成比ｙの２０〜２２原子％及びＦｅの組成比
の７５〜７８原子％の付近にある。従って組成比ｙが２
０原子％以上かつＦｅが７８原子％以下の範囲であれ
ば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋを越え、特に
Ｆｅ77Ａｌ1（Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13）22なる組成
の実施例１７の非晶質軟磁性合金のΔＴxが３７Ｋを示
していることがわかる。
（ＰＣＢＳｉ）の増加及びＦｅ量及びＡｌ量の減少に伴
って上昇しており、ΔＴxの３５Ｋの等温線が（ＰＣＢ
Ｓｉ）の組成比ｙの２０〜２２原子％及びＦｅの組成比
の７５〜７８原子％の付近にある。従って組成比ｙが２
０原子％以上かつＦｅが７８原子％以下の範囲であれ
ば、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが３５Ｋを越え、特に
Ｆｅ77Ａｌ1（Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓｉ0.13）22なる組成
の実施例１７の非晶質軟磁性合金のΔＴxが３７Ｋを示
していることがわかる。
【００７４】ここで、図１８で示したΔＴxと、先に図
８にて示したΔＴxとを比較すると、図８に示したΔＴx
の方が高い値を示している。これは、非晶質軟磁性合金
の組成が図８（実験例１）と図１８（実験例２）とで異
なっているためと考えられる。即ち、図８で示した非晶
質軟磁性合金のＡｌの組成比は７原子％であって、図１
８で示した非晶質軟磁性合金のＡｌの組成比１〜５原子
％よりも高く、また図８で示した非晶質軟磁性合金のＦ
ｅの組成比は７０原子％であって、図１８で示した非晶
質軟磁性合金のＦｅ組成比７７〜７９原子％より低くな
っており、この組成比の差がΔＴxの値に影響している
ものと考えられる。従って、ΔＴxは、Ａｌ量が高くＦ
ｅ量が低いほど高くなる傾向にあると考えられる。
８にて示したΔＴxとを比較すると、図８に示したΔＴx
の方が高い値を示している。これは、非晶質軟磁性合金
の組成が図８（実験例１）と図１８（実験例２）とで異
なっているためと考えられる。即ち、図８で示した非晶
質軟磁性合金のＡｌの組成比は７原子％であって、図１
８で示した非晶質軟磁性合金のＡｌの組成比１〜５原子
％よりも高く、また図８で示した非晶質軟磁性合金のＦ
ｅの組成比は７０原子％であって、図１８で示した非晶
質軟磁性合金のＦｅ組成比７７〜７９原子％より低くな
っており、この組成比の差がΔＴxの値に影響している
ものと考えられる。従って、ΔＴxは、Ａｌ量が高くＦ
ｅ量が低いほど高くなる傾向にあると考えられる。
【００７５】次に融点Ｔmは図１９より、１３００Ｋの
等温線を境にＦｅ量の高い側でＴmが最大で１３３９Ｋ
を示し、１３００Ｋの等温線よりＦｅ量の低い側でＴm
が最小で１２８２Ｋを示している。このように、図１９
に示した三角組成図の範囲内の組成でＴmに５７Ｋ程度
の差があることがわかるが、この融点差は先に図９にて
示した最大融点差１３５Ｋよりも小さくなっている。従
って、融点Ｔmは、Ｆｅ量に対してはＢ量の場合よりも
組成依存性が低いことがわかる。
等温線を境にＦｅ量の高い側でＴmが最大で１３３９Ｋ
を示し、１３００Ｋの等温線よりＦｅ量の低い側でＴm
が最小で１２８２Ｋを示している。このように、図１９
に示した三角組成図の範囲内の組成でＴmに５７Ｋ程度
の差があることがわかるが、この融点差は先に図９にて
示した最大融点差１３５Ｋよりも小さくなっている。従
って、融点Ｔmは、Ｆｅ量に対してはＢ量の場合よりも
組成依存性が低いことがわかる。
【００７６】次に図２０に示すＴg／Ｔmの組成依存性
は、Ｔmの組成に対する依存性を一応反映したものとな
っており、Ｆｅ量が７６〜７８原子％以下の範囲である
Ｔg／Ｔm＝０．５８の等値線の範囲内でＴg／Ｔmがやや
大きくなっている。Ｔg／Ｔmが大きくなるということ
は、融点Ｔmとガラス遷移温度Ｔgの温度差が小さくなる
ことになるので、この範囲の組成の合金では、冷却速度
を低くしても非晶質相が形成されやすく、臨界冷却速度
が小さくなる。すなわち、Ｔg／Ｔmが大きいほど非晶質
形成能に優れていることになる。
は、Ｔmの組成に対する依存性を一応反映したものとな
っており、Ｆｅ量が７６〜７８原子％以下の範囲である
Ｔg／Ｔm＝０．５８の等値線の範囲内でＴg／Ｔmがやや
大きくなっている。Ｔg／Ｔmが大きくなるということ
は、融点Ｔmとガラス遷移温度Ｔgの温度差が小さくなる
ことになるので、この範囲の組成の合金では、冷却速度
を低くしても非晶質相が形成されやすく、臨界冷却速度
が小さくなる。すなわち、Ｔg／Ｔmが大きいほど非晶質
形成能に優れていることになる。
【００７７】ここで図２０と図１８を比較すると、Ｔg
／Ｔm＝０．５８の等値線の領域が、図１８に示したΔ
Ｔxの３５Ｋの等温線の範囲に重複しており、Ｔg／Ｔm
が高い領域とΔＴxが高い領域が一致している。従っ
て、Ｆｅ量を減少することにより、ΔＴxが３５Ｋ以上
であって、非晶質形成能に優れた非晶質軟磁性合金が得
られることが分かる。
／Ｔm＝０．５８の等値線の領域が、図１８に示したΔ
Ｔxの３５Ｋの等温線の範囲に重複しており、Ｔg／Ｔm
が高い領域とΔＴxが高い領域が一致している。従っ
て、Ｆｅ量を減少することにより、ΔＴxが３５Ｋ以上
であって、非晶質形成能に優れた非晶質軟磁性合金が得
られることが分かる。
【００７８】次に図２１に示すようにキュリー温度Ｔc
は、（ＰＣＢＳｉ）量の増加、並びにＡｌ量の減少にと
もなって上昇している。また図２２に示すように飽和磁
化（σs）は、図２１のキュリー温度Ｔcと同様に（ＰＣ
ＢＳｉ）量の増加並びにＡｌ量の減少にともなって高く
なっていることがわかる。
は、（ＰＣＢＳｉ）量の増加、並びにＡｌ量の減少にと
もなって上昇している。また図２２に示すように飽和磁
化（σs）は、図２１のキュリー温度Ｔcと同様に（ＰＣ
ＢＳｉ）量の増加並びにＡｌ量の減少にともなって高く
なっていることがわかる。
【００７９】このように、キュリー温度Ｔcと飽和磁化
（σs）は高い相関関係を有していることがわかる。即
ち（ＰＣＢＳｉ）量を増加させるとともにＡｌ量を減少
させることによってキュリー温度Ｔcが上昇し、また飽
和磁化（σs）も向上し、更にはキュリー温度Ｔcの上昇
により非晶質軟磁性合金の磁気特性の熱安定性が向上す
る結果となる。
（σs）は高い相関関係を有していることがわかる。即
ち（ＰＣＢＳｉ）量を増加させるとともにＡｌ量を減少
させることによってキュリー温度Ｔcが上昇し、また飽
和磁化（σs）も向上し、更にはキュリー温度Ｔcの上昇
により非晶質軟磁性合金の磁気特性の熱安定性が向上す
る結果となる。
【００８０】また図２３に示すように透磁率（μe）
は、Ｆｅ量及びＡｌ量の減少とともに高くなる傾向にあ
り、Ｆｅが７７原子％、Ａｌが３原子％の合金の場合に
２７０００の高い透磁率（μe）を示している。透磁率
（μe）の（ＰＣＢＳｉ）量に対する依存性について
は、例えば（ＰＣＢＳｉ）量が２０原子％の合金が２種
類（実施例１６、実施例１８）について検討すると、
（ＰＣＢＳｉ）量が同じでありながらそれぞれ２７００
０、１９０００の透磁率（μe）を示し、透磁率（μe）
の差が大きくなっている。従って、透磁率（μe）の
（ＰＣＢＳｉ）量に対する依存性は、実験例１の図１３
で示した場合と同様に小さいものと考えられる。
は、Ｆｅ量及びＡｌ量の減少とともに高くなる傾向にあ
り、Ｆｅが７７原子％、Ａｌが３原子％の合金の場合に
２７０００の高い透磁率（μe）を示している。透磁率
（μe）の（ＰＣＢＳｉ）量に対する依存性について
は、例えば（ＰＣＢＳｉ）量が２０原子％の合金が２種
類（実施例１６、実施例１８）について検討すると、
（ＰＣＢＳｉ）量が同じでありながらそれぞれ２７００
０、１９０００の透磁率（μe）を示し、透磁率（μe）
の差が大きくなっている。従って、透磁率（μe）の
（ＰＣＢＳｉ）量に対する依存性は、実験例１の図１３
で示した場合と同様に小さいものと考えられる。
【００８１】また図２４に示すように保磁力（Ｈｃ）
は、Ｆｅ量が低く（ＰＣＢＳｉ）量が高くなる低くなる
傾向にあるがその差は小さく、熱特性のように各組成比
に対する依存性は高くないものと考えられる。
は、Ｆｅ量が低く（ＰＣＢＳｉ）量が高くなる低くなる
傾向にあるがその差は小さく、熱特性のように各組成比
に対する依存性は高くないものと考えられる。
【００８２】以上のことから、Ｔg、Ｔx、ΔＴx、Ｔm、
Ｔg／Ｔmといった熱特性については、Ｆｅ及びＡｌの組
成比に対する依存性が高いが、飽和磁化（σs）等の磁
気特性は依存性は高くない。
Ｔg／Ｔmといった熱特性については、Ｆｅ及びＡｌの組
成比に対する依存性が高いが、飽和磁化（σs）等の磁
気特性は依存性は高くない。
【００８３】（実験例３：射出成形体の製造）Ｆｅ及び
Ａｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料と
してそれぞれ所定量秤量して混合し、混合した原料を溶
解して溶湯とし、この溶湯を図１に示す成形金型のキャ
ビティに射出成形して冷却することにより、図３に示す
ような円環状の非晶質軟磁性合金の射出成形体（実施例
１９）を製造した。得られた射出成形体の大きさは、外
径６ｍｍ、内径４ｍｍ、厚さ１ｍｍであった。また、得
られた射出成形体の組成は、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ3.45
Ｂ6.9Ｓｉ3であった。なお、これは実施例４の非晶質軟
磁性合金薄帯と同一組成である。
Ａｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ、Ｓｉを原料と
してそれぞれ所定量秤量して混合し、混合した原料を溶
解して溶湯とし、この溶湯を図１に示す成形金型のキャ
ビティに射出成形して冷却することにより、図３に示す
ような円環状の非晶質軟磁性合金の射出成形体（実施例
１９）を製造した。得られた射出成形体の大きさは、外
径６ｍｍ、内径４ｍｍ、厚さ１ｍｍであった。また、得
られた射出成形体の組成は、Ｆｅ70Ａｌ7Ｐ9.65Ｃ3.45
Ｂ6.9Ｓｉ3であった。なお、これは実施例４の非晶質軟
磁性合金薄帯と同一組成である。
【００８４】また実施例１９の射出成形体の製造と同様
にして、外径６ｍｍ、内径４ｍｍ、厚さ１ｍｍであっ
て、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成
の比較例２の射出成形体を製造した。なお、これは比較
例１の非晶質軟磁性合金薄帯と同一組成である。
にして、外径６ｍｍ、内径４ｍｍ、厚さ１ｍｍであっ
て、Ｆｅ70Ａｌ5Ｇａ2Ｐ9.65Ｃ5.75Ｂ4.6Ｓｉ3なる組成
の比較例２の射出成形体を製造した。なお、これは比較
例１の非晶質軟磁性合金薄帯と同一組成である。
【００８５】実施例１９の射出成形体について、Ｘ線回
折及びＤＳＣ測定を行った。ＤＳＣ測定時の昇温速度は
０．６７Ｋ／秒であった。結果を図２５及び図２６に示
す。
折及びＤＳＣ測定を行った。ＤＳＣ測定時の昇温速度は
０．６７Ｋ／秒であった。結果を図２５及び図２６に示
す。
【００８６】図２５から明らかなように、実施例１９の
射出成形体のＸ線回折パターンはブロードなパターンを
示しており、非晶質相を主体とする組織を有しているこ
とがわかる。また、図２６から明らかなように、実施例
１９の射出成形体のＤＳＣ曲線には、７６０Ｋにガラス
遷移温度Ｔgが認められ、８２２Ｋに結晶化開始温度Ｔx
が観察され、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６２Ｋであ
った。
射出成形体のＸ線回折パターンはブロードなパターンを
示しており、非晶質相を主体とする組織を有しているこ
とがわかる。また、図２６から明らかなように、実施例
１９の射出成形体のＤＳＣ曲線には、７６０Ｋにガラス
遷移温度Ｔgが認められ、８２２Ｋに結晶化開始温度Ｔx
が観察され、過冷却液体の温度間隔ΔＴxは６２Ｋであ
った。
【００８７】以上のことから、実施例１９の射出成形体
は、Ｇａが添加されていないにもかかわらず、結晶化温
度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却液体域が存在し、Δ
Ｔx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、金属ガラス合金
であることが分かる。
は、Ｇａが添加されていないにもかかわらず、結晶化温
度Ｔx以下の広い温度領域で過冷却液体域が存在し、Δ
Ｔx＝Ｔx−Ｔgで示される値が大きく、金属ガラス合金
であることが分かる。
【００８８】次に、実施例１９及び比較例２の射出成形
体について、６９８Ｋで３０分間の熱処理を行った。そ
して、熱処理前と熱処理後のそれそれの射出成形体につ
いて、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。結果を図２７〜図３０に
示す。また表４に、それぞれの射出成形体の磁気特性を
示す。なお、表４に示す磁化Ｂ800は、外部磁界８００
Ａ／ｍにおける磁化である。
体について、６９８Ｋで３０分間の熱処理を行った。そ
して、熱処理前と熱処理後のそれそれの射出成形体につ
いて、Ｂ−Ｈ曲線を測定した。結果を図２７〜図３０に
示す。また表４に、それぞれの射出成形体の磁気特性を
示す。なお、表４に示す磁化Ｂ800は、外部磁界８００
Ａ／ｍにおける磁化である。
【００８９】
【表４】
【００９０】図２７に実施例１９の熱処理前のＢ−Ｈ曲
線を示し、図２８に熱処理後のＢ−Ｈ曲線を示す。図２
７、図２８及び表４から明らかなように、実施例１９の
射出成形体は、熱処理によって残留磁化（Ｂｒ）、磁化
（Ｂ800）がそれぞれ上昇し、保磁力（Ｈｃ）が低くな
っており、熱処理によって軟磁気特性が改善されている
ことが分かる。このように軟磁気特性が改善したのは、
熱処理によって結晶質相が析出することなく射出成形体
の内部応力を緩和できたためと考えられる。
線を示し、図２８に熱処理後のＢ−Ｈ曲線を示す。図２
７、図２８及び表４から明らかなように、実施例１９の
射出成形体は、熱処理によって残留磁化（Ｂｒ）、磁化
（Ｂ800）がそれぞれ上昇し、保磁力（Ｈｃ）が低くな
っており、熱処理によって軟磁気特性が改善されている
ことが分かる。このように軟磁気特性が改善したのは、
熱処理によって結晶質相が析出することなく射出成形体
の内部応力を緩和できたためと考えられる。
【００９１】また、図２９に比較例２の熱処理前のＢ−
Ｈ曲線を示し、図３０に熱処理後のＢ−Ｈ曲線を示す。
図２９、図３０及び表４から明らかなように、比較例２
の射出成形体は、熱処理によって磁化（Ｂ800）が向上
するものの、残留磁化（Ｂｒ）が著しく減少し、また保
磁力（Ｈｃ）も増大しており、熱処理によって軟磁気特
性が劣化していることが分かる。これは、熱処理によっ
て結晶質相が析出し、この結晶質相の析出が原因となっ
て射出成形体の内部応力が却って増大し、軟磁気特性が
劣化したものと考えられる。なお、熱処理後の比較例２
の射出成形体をＸ線回折により分析を試みたが、結晶質
相の存在を示す回折パターンは観察されなかった。
Ｈ曲線を示し、図３０に熱処理後のＢ−Ｈ曲線を示す。
図２９、図３０及び表４から明らかなように、比較例２
の射出成形体は、熱処理によって磁化（Ｂ800）が向上
するものの、残留磁化（Ｂｒ）が著しく減少し、また保
磁力（Ｈｃ）も増大しており、熱処理によって軟磁気特
性が劣化していることが分かる。これは、熱処理によっ
て結晶質相が析出し、この結晶質相の析出が原因となっ
て射出成形体の内部応力が却って増大し、軟磁気特性が
劣化したものと考えられる。なお、熱処理後の比較例２
の射出成形体をＸ線回折により分析を試みたが、結晶質
相の存在を示す回折パターンは観察されなかった。
【００９２】Ｘ線回折により結晶質相の析出を確認でき
なかったにもかかわらず、熱処理によって比較例２の射
出成形体に結晶質相が析出したと推定する理由は、次の
理由によるものである。まず第一に、比較例２の射出成
形体を構成する非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が、実
施例２１の非晶質軟磁性合金の非晶質形成能よりも低
く、比較例２の射出成形体の組織の原子配列の規則性が
実施例２１の場合よりも高い状態であり、熱処理により
結晶質相が析出しやすい状態であったこと、また第二
に、比較例２の非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が低い
ため、射出成型時に、ごく僅かに結晶質相が析出した
か、あるいは結晶質相の成長の核となるようなものが析
出したため、熱処理によりこれらを核として結晶化が進
行し結晶質相が析出したものと考えられること、であ
る。
なかったにもかかわらず、熱処理によって比較例２の射
出成形体に結晶質相が析出したと推定する理由は、次の
理由によるものである。まず第一に、比較例２の射出成
形体を構成する非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が、実
施例２１の非晶質軟磁性合金の非晶質形成能よりも低
く、比較例２の射出成形体の組織の原子配列の規則性が
実施例２１の場合よりも高い状態であり、熱処理により
結晶質相が析出しやすい状態であったこと、また第二
に、比較例２の非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が低い
ため、射出成型時に、ごく僅かに結晶質相が析出した
か、あるいは結晶質相の成長の核となるようなものが析
出したため、熱処理によりこれらを核として結晶化が進
行し結晶質相が析出したものと考えられること、であ
る。
【００９３】また、比較例２の射出成形体について、Ｘ
線回折により結晶質相が確認できなかった理由として
は、結晶質相が組織の一部に析出していると考えられ、
そのためＸ線回折では検出感度が不足して結晶質相を検
出できなかったためと考えられる。
線回折により結晶質相が確認できなかった理由として
は、結晶質相が組織の一部に析出していると考えられ、
そのためＸ線回折では検出感度が不足して結晶質相を検
出できなかったためと考えられる。
【００９４】以上のことから、本発明に係る非晶質軟磁
性合金は、非晶質質形成能が高いため、合金溶湯の急冷
等により完全な非晶質相を得ることができるので、熱処
理しても結晶質相が析出することなく急冷の際に発生し
た内部応力を緩和でき、軟磁気特性を向上させることが
できるという従来の金属ガラス合金にはない格別な効果
を有する。
性合金は、非晶質質形成能が高いため、合金溶湯の急冷
等により完全な非晶質相を得ることができるので、熱処
理しても結晶質相が析出することなく急冷の際に発生し
た内部応力を緩和でき、軟磁気特性を向上させることが
できるという従来の金属ガラス合金にはない格別な効果
を有する。
【００９５】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
非晶質軟磁性合金は、磁性を示すＦｅと、Ａｌと、非晶
質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂ及びＳｉを具備しているの
で、非晶質相を主相とするとともに軟磁気特性を示す非
晶質軟磁性合金を構成することができ、またＡｌは非晶
質形成能を高める作用があるので、組織全体が完全に非
晶質相である非晶質軟磁性合金を構成することができ
る。
非晶質軟磁性合金は、磁性を示すＦｅと、Ａｌと、非晶
質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂ及びＳｉを具備しているの
で、非晶質相を主相とするとともに軟磁気特性を示す非
晶質軟磁性合金を構成することができ、またＡｌは非晶
質形成能を高める作用があるので、組織全体が完全に非
晶質相である非晶質軟磁性合金を構成することができ
る。
【００９６】また上記の非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ以
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合
金であるので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際
に、比較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させること
ができ、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが
できる。特に合金の溶湯を用いて鋳造法や射出成形法を
適用することにより、バルク状の鋳造体や射出成形体を
構成できる。
上の過冷却液体の温度間隔ΔＴxを有する金属ガラス合
金であるので、溶湯を冷却して非晶質相を形成させる際
に、比較的遅い冷却速度でも非晶質相を形成させること
ができ、薄帯よりも肉厚なバルク状の合金とすることが
できる。特に合金の溶湯を用いて鋳造法や射出成形法を
適用することにより、バルク状の鋳造体や射出成形体を
構成できる。
【００９７】また、上記の非晶質軟磁性合金の非晶質形
成能は、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金の
非晶質形成能よりも優れているので、冷却速度が遅くな
っても完全な非晶質相が形成されるので、鋳造法によっ
て非晶質相を有する比較的大きな形状のバルク体を製造
することができる。
成能は、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金の
非晶質形成能よりも優れているので、冷却速度が遅くな
っても完全な非晶質相が形成されるので、鋳造法によっ
て非晶質相を有する比較的大きな形状のバルク体を製造
することができる。
【００９８】また、組織全体を完全な非晶質相とするこ
とができるので、透磁率及び飽和磁化が格段に向上し、
優れた軟磁気特性を示すことができる。また組織全体が
完全な非晶質相であることから、適度な条件で熱処理し
た場合に結晶質相が析出させることなく内部応力を緩和
でき、軟磁気特性をより向上させることができる。
とができるので、透磁率及び飽和磁化が格段に向上し、
優れた軟磁気特性を示すことができる。また組織全体が
完全な非晶質相であることから、適度な条件で熱処理し
た場合に結晶質相が析出させることなく内部応力を緩和
でき、軟磁気特性をより向上させることができる。
【図１】 本発明の非晶質軟磁性合金の射出成形体を
製造する際に用いる成形金型の一例を示す斜視図であ
る。
製造する際に用いる成形金型の一例を示す斜視図であ
る。
【図２】 図１に示す成形金型を用いた本発明の非晶
質軟磁性合金の射出成形体の製造方法を説明するための
模式図である。
質軟磁性合金の射出成形体の製造方法を説明するための
模式図である。
【図３】 図１に示す成形金型を用いて得られた本発
明の非晶質軟磁性合金の射出成形体及び射出成形前駆体
を示す説明する斜視図である。
明の非晶質軟磁性合金の射出成形体及び射出成形前駆体
を示す説明する斜視図である。
【図４】 実施例１〜実施例１４の非晶質軟磁性合金
の薄帯のＸ線回折パターンを示す図である。
の薄帯のＸ線回折パターンを示す図である。
【図５】 実施例４、実施例１４及び比較例１の非晶
質軟磁性合金の薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。
質軟磁性合金の薄帯のＤＳＣ曲線を示す図である。
【図６】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwなる
組成の非晶質軟磁性合金薄帯のガラス遷移温度Ｔgの
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
組成の非晶質軟磁性合金薄帯のガラス遷移温度Ｔgの
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図７】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwなる
組成の非晶質軟磁性合金薄帯の結晶化開始温度Ｔxの
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
組成の非晶質軟磁性合金薄帯の結晶化開始温度Ｔxの
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図８】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwなる
組成の非晶質軟磁性合金薄帯の過冷却液体の温度間隔Δ
ＴxのＰ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
組成の非晶質軟磁性合金薄帯の過冷却液体の温度間隔Δ
ＴxのＰ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図９】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwなる
組成の非晶質軟磁性合金薄帯の融点ＴmのＰ、Ｃ、Ｂ組
成依存性を示す三角組成図である。
組成の非晶質軟磁性合金薄帯の融点ＴmのＰ、Ｃ、Ｂ組
成依存性を示す三角組成図である。
【図１０】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwな
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯のＴg／ＴmのＰ、Ｃ、Ｂ
組成依存性を示す三角組成図である。
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯のＴg／ＴmのＰ、Ｃ、Ｂ
組成依存性を示す三角組成図である。
【図１１】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwな
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯のキュリー温度Ｔcの
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯のキュリー温度Ｔcの
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図１２】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwな
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯の飽和磁化（σs）の
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯の飽和磁化（σs）の
Ｐ、Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図１３】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwな
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯の透磁率（μe）のＰ、
Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯の透磁率（μe）のＰ、
Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図１４】 Ｆｅ70Ａｌ7(Ｐ0.76Ｓｉ0.24)vＣzＢwな
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯の保磁力（Ｈｃ）のＰ、
Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
る組成の非晶質軟磁性合金薄帯の保磁力（Ｈｃ）のＰ、
Ｃ、Ｂ組成依存性を示す三角組成図である。
【図１５】 実施例１５〜実施例１８の非晶質軟磁性
合金の薄帯のＸ線回折パターンを示す図である。
合金の薄帯のＸ線回折パターンを示す図である。
【図１６】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯のガラス遷移
温度ＴgのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯のガラス遷移
温度ＴgのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図１７】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の結晶化開始
温度ＴxのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の結晶化開始
温度ＴxのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図１８】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の過冷却液体
の温度間隔ΔＴxのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組
成図である。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の過冷却液体
の温度間隔ΔＴxのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組
成図である。
【図１９】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の融点Ｔmの
Ｆｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の融点Ｔmの
Ｆｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
【図２０】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯のＴg/Ｔmの
Ｆｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯のＴg/Ｔmの
Ｆｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
【図２１】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯のキュリー温
度ＴcのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯のキュリー温
度ＴcのＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図２２】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の飽和磁化
（σs）のＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の飽和磁化
（σs）のＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図２３】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の透磁率（μ
e）のＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の透磁率（μ
e）のＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
【図２４】 Ｆｅ100-x-yＡｌx(Ｐ0.42Ｃ0.1Ｂ0.35Ｓ
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の保磁力（Ｈ
ｃ）のＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
ｉ0.13)yなる組成の非晶質軟磁性合金薄帯の保磁力（Ｈ
ｃ）のＦｅ、Ａｌ組成依存性を示す三角組成図である。
【図２５】 実施例１９の射出成形体のＸ線回折パタ
ーンを示す図である。
ーンを示す図である。
【図２６】 実施例１９の射出成形体のＤＳＣ曲線を
示す図である。
示す図である。
【図２７】 実施例１９の熱処理前の射出成形体のＢ
−Ｈ曲線を示す図である。
−Ｈ曲線を示す図である。
【図２８】 実施例１９の熱処理後の射出成形体のＢ
−Ｈ曲線を示す図である。
−Ｈ曲線を示す図である。
【図２９】 比較例２の熱処理前の射出成形体のＢ−
Ｈ曲線を示す図である。
Ｈ曲線を示す図である。
【図３０】 比較例２の熱処理後の射出成形体のＢ−
Ｈ曲線を示す図である。
Ｈ曲線を示す図である。
１１ 射出成形体
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 水嶋 隆夫 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 Ｆターム(参考） 5E041 AA11 AA19 BD03 CA01 NN01 NN18
Claims (6)
- 【請求項１】 非晶質相を主相とする組織からなり、
下記の組成式で表されることを特徴とする非晶質軟磁性
合金。 （Ｆｅ1-aＴa）100-x-v-z-wＡｌx（Ｐ1-bＳｉb）vＣzＢw ただしＴはＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両方であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗは、０≦ａ≦
０．１５、０＜ｂ≦０．８、０原子％＜ｘ≦２０原子
％、０原子％＜ｖ≦２２原子％、０原子％＜ｚ≦１２原
子％、０原子％＜ｗ≦１６原子％である。 - 【請求項２】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．３５、
０原子％＜ｘ≦１５原子％、８原子％≦ｖ≦１８原子
％、０．５原子％≦ｚ≦７．４原子％、３原子％≦ｗ≦
１４原子％であることを特徴とする請求項１に記載の非
晶質軟磁性合金。 - 【請求項３】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗが、０≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦０．２８、
０原子％＜ｘ≦１０原子％、１１．３原子％≦ｖ≦１４
原子％、１．８原子％≦ｚ≦４．６原子％、５．３原子
％≦ｗ≦８．６原子％であることを特徴とする請求項１
に記載の非晶質軟磁性合金。 - 【請求項４】 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２０Ｋ以上であるこ
とを特徴とする請求項１に記載の非晶質軟磁性合金。 - 【請求項５】 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４０Ｋ以上であるこ
とを特徴とする請求項２に記載の非晶質軟磁性合金。 - 【請求項６】 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６０Ｋ以上であるこ
とを特徴とする請求項３に記載の非晶質軟磁性合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000079055A JP2001262292A (ja) | 2000-03-21 | 2000-03-21 | 非晶質軟磁性合金 |
| US09/809,366 US6594157B2 (en) | 2000-03-21 | 2001-03-15 | Low-loss magnetic powder core, and switching power supply, active filter, filter, and amplifying device using the same |
| KR10-2001-0014414A KR100394600B1 (ko) | 2000-03-21 | 2001-03-20 | 저손실의 압축분말자심과 그 제조방법 그리고 이것을사용한 스위칭전원장치, 강압형 컨버터회로, 액티브필터,필터 및 증폭장치 |
| US10/441,375 US6897718B2 (en) | 2000-03-21 | 2003-05-20 | Low-loss magnetic powder core, and switching power supply, active filter, filter, and amplifying device using the same |
| US10/441,883 US6750723B2 (en) | 2000-03-21 | 2003-05-20 | Low-loss magnetic powder core, and switching power supply, active filter, filter, and amplifying device using the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000079055A JP2001262292A (ja) | 2000-03-21 | 2000-03-21 | 非晶質軟磁性合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001262292A true JP2001262292A (ja) | 2001-09-26 |
Family
ID=18596368
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000079055A Withdrawn JP2001262292A (ja) | 2000-03-21 | 2000-03-21 | 非晶質軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001262292A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010103808A1 (ja) * | 2009-03-09 | 2010-09-16 | オリンパス株式会社 | 光学部品の製造方法 |
| CN116177548A (zh) * | 2023-04-27 | 2023-05-30 | 山西新辉活性炭有限公司 | 一种炭活化一体炉及其使用方法 |
-
2000
- 2000-03-21 JP JP2000079055A patent/JP2001262292A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010103808A1 (ja) * | 2009-03-09 | 2010-09-16 | オリンパス株式会社 | 光学部品の製造方法 |
| JP2010210818A (ja) * | 2009-03-09 | 2010-09-24 | Olympus Corp | 光学部品の製造方法 |
| US8522856B2 (en) | 2009-03-09 | 2013-09-03 | Olympus Corporation | Method of manufacturing optical component |
| CN116177548A (zh) * | 2023-04-27 | 2023-05-30 | 山西新辉活性炭有限公司 | 一种炭活化一体炉及其使用方法 |
| CN116177548B (zh) * | 2023-04-27 | 2023-07-07 | 山西新辉活性炭有限公司 | 一种炭活化一体炉及其使用方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Shen et al. | Bulk glassy Fe-Ga-PCB-Si alloys with high glass-forming ability, high saturation magnetization and good soft magnetic properties | |
| TWI434944B (zh) | 非晶合金組成物 | |
| US5301742A (en) | Amorphous alloy strip having a large thickness | |
| JPH09320827A (ja) | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金 | |
| JP2000119826A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体及び磁気部品及び非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 | |
| EP1482064B1 (en) | Soft magnetic metallic glass alloy | |
| US6077367A (en) | Method of production glassy alloy | |
| Zhang et al. | Bulk nanocomposite permanent magnets produced by crystallization of Fe 66.5 Co 10 Pr 3.5 B 20 bulk glassy alloy | |
| US7223310B2 (en) | Soft magnetic co-based metallic glass alloy | |
| JP2001262292A (ja) | 非晶質軟磁性合金 | |
| US20010007266A1 (en) | Methods for producing iron-based amorphous alloy ribbon and nanocrystalline material | |
| JP3948898B2 (ja) | 高飽和磁化および良好な軟磁気特性を有するＦｅ基非晶質合金 | |
| JP3756405B2 (ja) | 軟磁性、高強度Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ基金属ガラス合金 | |
| JP2001316782A (ja) | 非晶質軟磁性合金 | |
| JPH05253656A (ja) | 非晶質金属管状製品の製造方法 | |
| JPH1171647A (ja) | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金 | |
| JP2001152301A (ja) | 軟磁性金属ガラス合金 | |
| EP0899754A1 (en) | Matgnetic core including Fe-based glassy alloy | |
| JP3532392B2 (ja) | バルク磁心 | |
| JP2001205410A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 | |
| JP3534218B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性金属ガラス焼結体の製造方法 | |
| JP2000271714A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法及び非晶質軟磁性合金射出成形体の成形金型 | |
| Shen et al. | Bulk glassy Fe78-xCoxGa2P12C4B4 alloys with high saturation magnetization and good soft magnetic properties | |
| JP2001105117A (ja) | 非晶質軟磁性合金射出成形体の製造方法 | |
| JP2731454B2 (ja) | 力センサ |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20070605 |