(57)【要約】【課題】大きな非晶質形成能と軟磁性特性を有し、優れた加工性及び機械的性質を兼ね備えた、鉄基金属ガラス合金を提供するを提供する。【解決手段】鉄基金属ガラス合金は、（ＦｅxＭy）65-75（Ｍｏ，Ｃｒ）5-10Ｐ10-16Ｃ8-10Ｂ2-5の組成式（ここで、ｘは５５≦ｘ≦７０、ＭはＮｉ又はＣｏから選ばれる一つ又は二つの金属であり、ｙは０≦ｙ≦１５である。）で示される組成を有している。鉄基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）は、７３５Ｋ以下である。鉄基金属ガラス合金のΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ（ここで、Ｔｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示す。）は、６０Ｋ以上である。γ値は、０．３８以上である。直径が例えば１ｍｍ以上の棒状でなり、３０００ＭＰａ以上の圧縮破断強度を有している。鉄基金属ガラス合金は、軟磁性特性と、超塑性加工の材料に適用できる。【選択図】図１
2014031534.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ＦｅxＭy）65-75（Ｍｏ，Ｃｒ）5-10Ｐ10-16Ｃ8-10Ｂ2-5の組成式（ここで、ｘは５５≦ｘ≦７０、ＭはＮｉ又はＣｏから選ばれる一つ又は二つの金属であり、ｙは０≦ｙ≦１５である。）で示される組成を有していることを特徴とする、鉄基金属ガラス合金。
【請求項２】
前記鉄基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）は、７３５Ｋ以下であることを特徴とする、請求項１に記載の鉄基金属ガラス合金。
【請求項３】
前記鉄基金属ガラス合金のΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ここで、Ｔｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示す。）で表わされる過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘは、６０Ｋ以上であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鉄基金属ガラス合金。
【請求項４】
前記鉄基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）と液相線温度（Ｔ１）との和に対する結晶化開始温度（Ｔｘ）の比であるγ値（γ＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ１））は、０．３８以上であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鉄基金属ガラス合金。
【請求項５】
前記鉄基金属ガラス合金は、直径が１ｍｍ以上の棒状でなることを特徴とする、請求項１〜４の何れかに記載の鉄基金属ガラス合金。
【請求項６】
前記鉄基金属ガラス合金は、３０００ＭＰａ以上の圧縮破断強度を有することを特徴とする、請求項１〜５の何れかに記載の鉄基金属ガラス合金。
【請求項７】
前記鉄基金属ガラス合金は、０．２％以上の圧縮塑性歪を有することを特徴とする、請求項１〜５の何れかに記載の鉄基金属ガラス合金。
【請求項８】
前記鉄基金属ガラス合金は、軟磁性特性を有しており、該鉄基金属ガラス合金の飽和磁化は、０．６０Ｔ以上であり、該鉄基金属ガラス合金の保磁力は、１０Ａ／ｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜５の何れかに記載の鉄基金属ガラス合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鉄基金属ガラス合金に関し、さらに詳しくは、大きなガラス形成能を有し、軟磁性特性と、機械的性質と加工性に優れたＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐ、Ｃ、Ｂ等からなる、鉄（Ｆｅ）基金属ガラス合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶融状態の合金を急冷することにより、薄帯状、フィラメント状、粉粒体状など種々の形状を有する非晶質固体が得られることがよく知られている。この非晶質固体から、大きな急冷速度の得られる単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法、アトマイズ法などの種々の方法で薄帯を作製することができる。これまでにもＦｅ系、Ｔｉ系、Ｃｏ系、Ｚｒ系、Ｃｕ系、Ｐｄ系又はＮｉ系について多くの非晶質合金が開発され、非晶質固体における優れた機械的性質、高い耐腐蝕性等の非晶質合金特有の性質が明らかにされてきた。
【０００３】
ガラス遷移を示し、過冷却液体領域（ΔＴｘ）を有する非晶質合金は「金属ガラス合金」と呼ばれている。広い過冷却液体領域（ΔＴｘ）及び大きなγ値（γ＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ１））を有する金属ガラス合金は、結晶化に対する高い安定性を示して、優れた非晶質形成能を有することが知られている。ここで、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔ１は液相温度である。
【０００４】
このような金属ガラス合金では、従来の非晶質合金のように、薄帯、ファイバー、微粉末に限らず、金型鋳造法により直径又は厚さがｍｍオーダーのバルク状の非晶質合金材を作製することが可能である。
【０００５】
金属ガラス合金を加熱すると、結晶化する前に過冷却液体状態に遷移し、急激な粘性低下を示すことが知られている。このような過冷却液体状態では、合金の粘性が低下しているために閉塞鍛造などの方法により任意形状の非晶質合金形成体を作製することが可能である。したがって、広い過冷却液体領域（ΔＴｘ）及び低いガラス遷移温度（Ｔｇ）を有する金属ガラス合金は、優れた加工性を備えていると言える。
【０００６】
近年、その工業応用の可能性が高いという理由で金属ガラスが注目されている（非特許文献１、２）。金属ガラスにおいて、特に鉄基金属ガラス合金は、資源が豊富であること、材料コストが低いこと、そして、優れた軟磁性特性、高強度、過冷却領域における粘性流の加工性、ナノメートル（ｎｍ）オーダーの均一性、耐食性等の多くのユニークな特性を備えることから精力的に研究されている（特許文献１、非特許文献１、２参照）。
【０００７】
過冷却領域における粘性流の加工性は、金属ガラの最も重要なで有用な特性である。この性質を利用して、つまり超塑性加工を用いて金属ガラス上にマイクロ素子やナノ素子を作製する技術が、商用生産に向けて開発されている（非特許文献３〜５参照）。
【０００８】
超塑性加工のために適当な金属ガラスは、高いガラス形成能（ＧＦＡ）と、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）、過冷却液体領域における結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇとの温度間隔ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）が大きいことと、良好な機械的特性を同時に有していることが要求される（非特許文献６、７参照）。
【０００９】
加工の観点からは、低い粘性、つまり超可塑成形を容易にする大きなΔＴｘを有していることが望ましい。低いガラス遷移温度Ｔｇの場合には加工が容易となるので、加工温度を下げることができる。
【００１０】
従来のＦｅ−Ｐ−Ｃ−Ｂ系鉄基金属ガラス合金は、７００〜７５０Ｋの低いＴｇと、塑性変形をすることと、高い破壊強度を有していることが報告された（非特許文献８）。しかしながら、この合金は、過冷却液体の安定性が低く、そしてガラス形成能が低いことが分かった。合金元素の添加、特に適当な合金元素によるマイクロ合金化が、金属ガラスのガラス形成能と熱安定性に効果を与えることが良く知られている（非特許文献９、１０参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００７−７７４４１号公報
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】A. Inoue, A. Takeuchi, Acta Mater., 59 (2011) 279？306.
【非特許文献２】J. Schroers, Adv. Mater., 22 (2010) 1566-1597.
【非特許文献３】Y. Saotome, Y. Fukuda, I. Yamaguchi, A. Inoue, J. Alloys Compd., 434-435 (2007) 97-101.
【非特許文献４】G. Kumar, H. X. Tang, J. Schroers, Nature, 457 (2009) 68-872.
【非特許文献５】J. Schroers, Adv. Mater., 21 (2009) 1？32.
【非特許文献６】W. Zhang, H. Guo, M.W. Chen, Y. Saotome, C.L. Qin, A. Inoue, Scripta Mater., 61 (2009) 744？47.
【非特許文献７】J. Schroers, JOM, 57(2005) 35？39.
【非特許文献８】X.J. Gu, S.J. Poon, G.J. Shiflet, M. Widom, Acta Mater., 56 (2008) 88-94.
【非特許文献９】D.H. Xu, G. Duan, W.L. Johnson, Phys. Rew. Lett., 92 (2004) 245504-1-245504-4.
【非特許文献１０】W.H. Wang, Progress in Materials Science, 52 (2007) 540？596.
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
従来の良好な軟磁性特性特性を有している多くの鉄基金属ガラス合金は、５００℃（７７３Ｋ）以上程度の高いＴｇ、狭いΔＴｘ、そして殆どが塑性変形しないので、熱成形性がなくなり、実用的な応用が制限されている。このため、塑性変形や超塑性変形が可能となる鉄基金属ガラス合金が要求されている。
【００１４】
本発明は上記課題に鑑み、大きな非晶質形成能と軟磁性特性を有し、優れた加工性及び機械的性質を兼ね備えた、鉄基金属ガラス合金を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、低いＴｇと、大きなΔＴｘと、高いガラス形成能とを有している新規な鉄基金属ガラス合金を得るために鋭意研究を行った結果、（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｍｏ，Ｃｒ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）からなる鉄基金属ガラス合金は、７０５Ｋの低いＴｇと、８９Ｋに及ぶ大きなΔＴｘと、約４ｍｍの直径の試料と、良好な軟磁性及び機械特性を有していることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【００１６】
上記目的を達成するため、本発明の鉄基金属ガラス合金は、（ＦｅxＭy）65-75（Ｍｏ，Ｃｒ）5-10Ｐ10-16Ｃ8-10Ｂ2-5の組成式（ここで、ｘは５５≦ｘ≦７０、ＭはＮｉ又はＣｏから選ばれる一つ又は二つの金属であり、ｙは０≦ｙ≦１５である。）で示される組成を有していることを特徴とする。
【００１７】
上記構成において、鉄基金属ガラス合金のΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ここで、Ｔｘは、結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示す。）で表わされる過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘは、好ましくは、７０Ｋ以上である。
鉄基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）は、好ましくは、７３５Ｋ以下である。
鉄基金属ガラス合金のΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ここで、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度を示す。）で表わされる過冷却液体領域の温度間隔ΔＴｘは、好ましくは、６０Ｋ以上である。
鉄基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）と液相線温度（Ｔ１）との和に対する結晶化開始温度（Ｔｘ）の比であるγ値（γ＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ１））は、好ましくは、０．３８以上である。
鉄基金属ガラス合金は、好ましくは、直径が１ｍｍ以上の棒状でなる。
鉄基金属ガラス合金は、好ましくは、３０００ＭＰａ以上の圧縮破断強度を有する。
鉄基金属ガラス合金は、好ましくは、０．２％以上の圧縮塑性歪を有する。
鉄基金属ガラス合金は、好ましくは、軟磁性特性を有しており、鉄基金属ガラス合金の飽和磁化は、０．６０Ｔ以上であり、鉄基金属ガラス合金の保磁力は、１０Ａ／ｍ以下である。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の鉄基金属ガラス合金は、低いガラス遷移温度（Ｔｇ）と、大きな過冷却液体領域（ΔＴｘ）と、大きなガラス形成能を示し、優れた軟磁性と共に機械的な強度が高く、かつ、大きな圧縮塑性歪を示すという優れた効果を有している。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】Ｆｅ70-x-yＮｉxＣｏyＭｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5（ここで、０≦ｘ≦１５、０≦ｙ≦１０）のＤＳＣ曲線を示す図である。
【図２】実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金のＸＲＤパターンを示す図である。
【図３】実施例１〜５の鉄基金属ガラス合金の圧縮試験における応力−歪み曲線の測定結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて詳細に説明する。
本発明における鉄（Ｆｅ）基金属ガラス合金は、（ＦｅxＭy）65-75（Ｍｏ，Ｃｒ）5-10Ｐ10-16Ｃ8-10Ｂ2-5の組成式で示される五元又は七元合金である。ここで、ｘは、５５≦ｘ≦７０、ＭはＮｉ又はＣｏから選ばれる一つ又は二つの金属であり、ｙは、０≦ｙ≦１５である。この組成式において、（Ｍｏ，Ｃｒ）は、これから選ばれる一つ又は二つの金属である。
【００２１】
本発明の鉄基金属ガラス合金において、（ＦｅxＭy）は強磁性となる金属である。Ｐ、Ｃ、Ｂは本発明の合金の基幹となる元素群であり、特に非晶質を形成する基本となる元素である。
【００２２】
本発明の鉄基金属ガラス合金では、ＭｏやＣｒが添加されている。Ｍｏ又はＣｒ、或いはＭｏとＣｒの添加によって、従来のＦｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金における過冷却液体領域ΔＴｘとガラス形成能を増大させることができる。
【００２３】
上記の組成を有している鉄基金属ガラス合金は、過冷却液体領域における結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇとの温度間隔ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）が６０Ｋ以上９０Ｋ以下となる。
ここで、「過冷却液体領域」とは、結晶化に対する抵抗力、すなわち非晶質の安定性及び加工性を示すもので、本明細書では、例えば０．６７Ｋ／秒の加熱速度で示差走査熱量分析（ＤＳＣ：Differential  Scanning  Calorimetry）を行うことで得られるガラス遷移温度Ｔｇと結晶化温度Ｔｘの差で定義される値である。
【００２４】
本発明の鉄基金属ガラス合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）は、６９６Ｋ〜７３５Ｋ程度であり、７３５Ｋ以下することができる。
【００２５】
本発明の鉄基金属ガラス合金において、ガラス遷移温度Ｔｇと液相線温度Ｔ1との和に対する結晶化開始温度Ｔｘの比、即ちγ値（＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ1））は、０．３８以上となる。例えば、鉄基金属ガラス合金のγ値は、組成を変えることにより、０．３８〜０．４１程度の値とすることができる。このγ値は、非晶質形成能と非晶質の安定性との総合的性質を示す数値である。
【００２６】
非晶質形成能は、「換算ガラス化温度」により示される。本発明では、ガラス遷移温度Ｔｇと合金液相線温度Ｔ１の比（Ｔｇ／Ｔ１）で定義されるものである。合金液相線温度Ｔ1は例えば０．３３Ｋ／秒の加熱速度で示差熱量分析（ＤＴＡ：Differential  Thermal  Analysis）を行うことにより得られる値である。
【００２７】
本発明の鉄基金属ガラス合金は、溶融状態から公知の銅鋳型鋳造法、単ロール法、アトマイズ法などの種々の方法で冷却固化させ、棒状、薄帯状、粉粒体状及び板状の非晶質固体とすることができる。
【００２８】
本発明の鉄基金属ガラス合金は大きな非晶質形成能を有するため、さらに溶融金属を金型に充填鋳造することにより任意の形状の鉄基金属ガラス合金を得ることもできる。例えば、代表的な金型鋳造法においては、合金を石英管中でアルゴン雰囲気中に溶融した後、溶融金属を、例えば０．０１〜０．３ｋｇ・ｆ／ｃｍ2の噴出圧で銅製などの金型内に充填凝固させることで、鋳造体としての鉄基金属ガラス合金を得ることができる。さらに、ダイカストキャスティング法及びスクイズキャスティング法などの製造方法を適用することもできる。
【００２９】
本発明における鉄基金属ガラス合金は、直径が１ｍｍ〜４ｍｍの棒状に形成することができる。この鉄基金属ガラス合金は、圧縮破断強度が３０００ＭＰａ〜３４００ＭＰａ以上の優れた機械的性質を有している。
【００３０】
本発明における鉄基金属ガラス合金では、その組成範囲において、直径が１ｍｍ以上から４ｍｍの丸棒形状の鉄基金属ガラス合金が容易に得られる。金属元素より構成される合金は非晶質化することにより一般にその機械的性質が向上するが、本発明の鉄基金属ガラス合金においては、棒状試料で３０００ＭＰａ〜３４８０ＭＰａの圧縮破壊強度を持つものが容易に得られ、大きな塑性伸びをも示した。
【００３１】
以上のように、本発明の鉄基金属ガラス合金は、従来の四元系のＦｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金と比べて、さらに、Ｍｏ又はＣｒ、ＭｏとＮｉ、ＭｏとＮｉとＣｏを添加することにより、γ値が０．３８以上であり、優れた加工性と非晶質形成能及び軟磁性特性を有し、かつ機械的性質が優れ、かつ超塑性加工ができる鉄基金属ガラス合金が得られる。
【００３２】
本発明の鉄基金属ガラス合金によれば、過冷却領域における超塑性加工において、加熱と冷却のサイクルと、型の材料と寿命に影響する型の温度サイクルと、ガラス遷移温度Ｔｇを低くすることにより、生産コストを減少できる。
下記に示す実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
【実施例】
【００３３】
Ｆｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5と、Ｆｅ70-x-yＮｉxＣｏyＭｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5（ここで、０≦ｘ≦１５、０≦ｙ≦１０）と、からなる多成分合金のインゴットを誘導溶解により作製した。ここで、各合金の組成は、原子％である。インゴットは、高純度アルゴン雰囲気で誘導炉により調製した。材料の純度は、Ｆｅ（９９．９質量％）、Ｍｏ（９９．９質量％）、Ｎｉ（９９．９５質量％）、Ｃｏ（９９．９質量％）、Ｂ（９９．５質量％）、Ｃ（９９．９９質量％）と、Ｆｅ3Ｐ（９９．９質量％）であった。
【００３４】
銅製の金型を用いた金型鋳造法により、高純度アルゴン雰囲気中で直径が１〜５ｍｍの棒状合金を作製した。さらに、液体急冷法により、断面が約０．０２ｍｍ×１．２ｍｍのリボンを作製した。
【００３５】
試料の構造は、ＣｕのＫα線を用いたＸ線回折（ＸＲＤ）により調べた。
【００３６】
熱安定性は、加熱速度が０．６７Ｋ／ｓのＤＳＣで調べた。ガラス遷移温度Ｔｇは、ＤＳＣで測定した。液相温度（Ｔ１）は、加熱速度が０．３３Ｋ／ｓのＤＴＡで測定した。
【００３７】
磁化飽和（Iｓ）は、８００ｋＡ／ｍの磁場を印加してＶＳＭで測定した。保磁力（Ｈｃ）は、長さが約６０ｍｍのリボン試料を使用して、Ｂ−Ｈループトレーサで測定した。
【００３８】
荷重を印加した試料の機械的性質は、インストロン型試験機（米国インストロン社製、５５８１型）を用いて測定した。機械的試験の試料の大きさは、直径が２ｍｍで、高さが４ｍｍであり、応力印加率は、５．０×１０―4ｓ-1とした。
【００３９】
（実施例１〜１０）
実施例１〜１０の鉄基金属ガラス合金の組成を以下に示す。
実施例１の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ70Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5である。
実施例２の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ65Ｎｉ5Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5である。
実施例３の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ65Ｎｉ15Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5である。
実施例４の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ55Ｃｏ5Ｎｉ10Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5である。
実施例５の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ55Ｃｏ10Ｎｉ5Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5である。
実施例６の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ64Ｎｉ7Ｍｏ5Ｐ12Ｃ10Ｂ2である。
実施例７の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ57Ｎｉ14Ｍｏ3Ｃｒ2Ｐ12Ｃ10Ｂ2である。
実施例８の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ55Ｎｉ10Ｃｒ5Ｍｏ5Ｐ12Ｃ10Ｂ3である。
実施例９の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ55Ｃｏ10Ｎｉ5Ｍｏ3Ｃｒ2Ｐ12Ｃ10Ｂ5である。
実施例１０の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ55Ｎｉ10Ｃｏ5Ｍｏ5Ｐ12Ｃ8Ｂ5である。
【００４０】
（比較例１〜６）
比較例１〜６の鉄基金属ガラス合金の組成を以下に示す。
比較例１の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5である。
比較例２の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ73Ａｌ5Ｇａ2Ｐ11Ｃ5Ｂ4である。
比較例３の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ69Ｃｒ2Ｍｏ5Ｐ12Ｃ10Ｂ2である。
比較例４の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ74Ｎｂ6Ｙ3Ｂ17である。
比較例５の鉄基金属ガラス合金の組成は、（Ｆｅ0.75Ｓｉ0.1Ｂ0.15）96Ｎｂ4である。
比較例６の鉄基金属ガラス合金の組成は、Ｆｅ76Ｓｉ9Ｂ10Ｐ5である。
【００４１】
ＸＲＤにより合金が完全にガラス相からなることを確認した。
図１は、Ｆｅ70-x-yＮｉxＣｏyＭｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5（ここで、０≦ｘ≦１５、０≦ｙ≦１０）のＤＳＣ曲線を示す図である。図１の横軸は温度（Ｋ）を、縦軸は発熱（任意目盛）を示している。ＴｇとＴｘは矢印で示している。
図１に示すように、実施例１〜５の鉄基金属ガラス合金は、全て過冷却領域により引き継いで、吸熱的なガラス遷移を示し（図１のＴｇ近傍の下向き矢印（↓）参照）、ガラス遷移温度Ｔｘ以上の結晶化開始温度Ｔｘで結晶化による発熱的なピークを示す（図１のＴｘ近傍の上向き矢印（↑）参照）。
【００４２】
比較例１のＦｅ75Ｐ15Ｃ10Ｂ5合金は、３４Ｋの狭い過冷却液体領域ΔＴｘと、７２４Ｋという低いガラス遷移温度Ｔｇを有している。
【００４３】
Ｍｏの５原子％の添加は、Ｆｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金における過冷却液体の安定性を増大させるが、Ｔｇは若干増加する。実施例１のＦｅ70Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金のΔＴｘとＴｇは、それぞれ７８Ｋと７３５Ｋである。実施例１のＦｅ70Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金では、比較例１のＦｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金におけるＦｅの一部をＮｉ及びＣｏに置換することにより、ΔＴｘが増大するだけではなく、Ｔｇが低下することが分かる。
【００４４】
表１は、実施例及び比較例の鉄基金属ガラス合金の熱的諸特性を纏めて示している。
【表１】
2014031534.tif 000003
【００４５】
表１に示すように、実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金では、８１Ｋから８９ＫのΔＴｘと、７０５〜７２６Ｋという低いＴｇが得られる。
さらに、実施例６〜１０の鉄基金属ガラス合金のように組成を変えると、６１Ｋから７９ＫのΔＴｘが得られ、特に実施例６では、６９６Ｋという低いＴｇが得られることが分かる。
【００４６】
Ｆｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金のＴ１は、Ｍｏの添加により減少し、そして、ガラス遷移温度Ｔｇと液相線温度Ｔ1との和に対する結晶化開始温度Ｔｘの比、即ちγ値（＝Ｔｘ／（Ｔｇ＋Ｔ1））が増加する。γ値は、非晶質形成能と非晶質の安定性との総合的性質を示す数値であり、γ値の増加は、ガラス形成能が大きくなることを示している。
【００４７】
銅製の金型を用いた金型鋳造法により作製した実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金のガラス形成能を調べた。
図２は、実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金のＸＲＤパターンを示す図である。図２の横軸は角度（°）、即ちＸ線の原子面への入射角度θの２倍に相当する角度であり、縦軸はＸ線回折強度（任意目盛）を示している。
図２に示すように、実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金では、全ての回折パターンは、広い回折ピークが生じているだけで、ブラッグ反射の鋭い回折は観察されなかった。これは、試料がアモルファスであることを示している。多成分の鉄基金属ガラス合金は、大きなガラス形成能を有しており、直径は１ｍｍから４ｍｍの範囲である。
【００４８】
最大直径の４ｍｍは実施例５のＦｅ55Ｃｏ10Ｎｉ5Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金で得られた。熱的な特性としては、ΔＴｘは最大の８９Ｋであり、７１６Ｋという低いＴｇと、最小のＴ１（１２６８Ｋ）と、最大の０．４１というγ値が得られた（表１参照）。
【００４９】
上記実施例１〜１０により、低いガラス遷移温度Ｔｇと小さなΔＴｘを有しているＦｅ75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金へのＭｏの添加は、過冷却液体の安定性とガラス形成能を顕著に増大させた。例えば、実施例１のＦｅ70Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金は、７８Ｋの大きなΔＴｘと３ｍｍの直径を示した。ＦｅをさらにＮｉとＣｏで置換することにより、Ｆｅ70Ｍｏ5Ｐ10Ｃ10Ｂ5からなる鉄基金属ガラス合金のΔＴｘとガラス形成能を増大させ、ガラス遷移温度Ｔｇを低下させた。
【００５０】
表２は、（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金の磁性及び機械的な特性を纏めて示している。鉄基金属ガラス合金は、室温で強磁性である。
表２に示すように、実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金は、良好な軟磁性特性、つまり、０．６１〜０．９３の大きな飽和磁化（Ｉｓ）、１．４７〜７．１８Ａ／ｍの低い保磁力（Ｈc）を示す。実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金では、反磁性の元素であるＭｏとＣｒの添加により飽和磁化（Ｉｓ）は低下するけれども、保磁力（Ｈc）は顕著に低下する。
【表２】
2014031534.tif 000004
【００５１】
図３は、実施例１〜５の鉄基金属ガラス合金の圧縮試験における応力−歪み曲線の測定結果を示すグラフである。図３の横軸は歪み（％）を、縦軸は応力（ＭＰａ）を示している。
図３に示すように、実施例１〜５の全ての鉄基金属ガラス合金が、明瞭な塑性変形を有し、高い破壊強度を示している。
【００５２】
表２に示すように、鉄基金属ガラス合金は、３１８６〜３３９７ＭＰａの最大圧縮降伏応力、つまり圧縮破断強度（σc,y）、３２９５〜３４８０Ｐａの高い破壊強度（σc,f）、１７１〜１８３Ｇｐａのヤング率(Ｅ)と０．２〜２．３％の大きな圧縮塑性歪（εc,p）のような優れた機械特性を有している（表２参照）。
【００５３】
鉄基金属ガラス合金では、表２及び図３に示すように、較的大きな飽和磁化（Ｉｓ）、１．４７〜７．１８Ａ／ｍの低い保磁力（Ｈc）、３１８６〜３３９７ＭＰａの高い圧縮破断強度（σc,y）、０．２〜２．３％の大きな圧縮塑性変形（εc,p）のような特性を示している）。
【００５４】
表１に示す鉄基金属ガラス合金の典型的な熱的性質、直径ｄc及び表２に示す磁性及び機械的特性を従来の鉄基金属ガラス合金と比較すると、特に実施例１〜５の（Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ）75Ｐ10Ｃ10Ｂ5合金は、低いガラス遷移温度Ｔｇと、大きなＴｘと、大きなガラス形成能と、良好な磁性及び機械的な性質を同時に備えている。
【００５５】
以上、説明したように、本発明の鉄基金属ガラス合金は、６９６〜７３５Ｋという低いガラス遷移温度Ｔｇと、６９〜８９Ｋという、大きな過冷却液体領域ΔＴｘ、高いガラス形成能により直径１〜４ｍｍの試料が得られた。
【００５６】
さらに、本発明の鉄基金属ガラス合金は、０．６１〜０．９３Ｔの飽和磁化と、１．４７〜７．１８Ａ／ｍという低い保磁力、３１８６〜３３９７ＭＰａという高い圧縮破断強度、０．２〜２．３％という圧縮塑性歪が得られた。
【００５７】
本発明の鉄基金属ガラス合金が有している低いガラス遷移温度Ｔｇ、大きな過冷却液体領域ΔＴｘ、大きなガラス形成能、良好な軟磁性特性及び機械特性は、機能材料の工学応用に対して非常に有望な鉄基金属ガラス合金となる。これにより、本発明の鉄基金属ガラス合金によれば、低いガラス遷移温度Ｔｇ、大きなΔＴｘ、大きなガラス形成能、良好な軟磁性特性及び機械特性が得られるので、ナノインプリントような工学応用に対して非常に有望な鉄基金属ガラス合金であることが分かった。
【００５８】
本発明は上記実施例に限定されることなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能であり、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明の鉄基金属ガラス合金は、強度と耐磨耗性と共に任意のバルク形状であることが要求される小型精密機器部品の超塑性加工用の材料に適用することができる。強磁性の鉄基金属ガラス合金は、超塑性加工により高機能で軟磁性のマイクロやナノの部品の材料に適用できる。
【図１】
2014031534.tif 000005
【図２】
2014031534.tif 000006
【図３】
2014031534.tif 000007