(57)【要約】 【課題】従来のＦｅ系軟磁性金属ガラス合金は、飽和磁化が小さく、変圧器やモーター用途の要求を満たさない。また、Ｇａを使用しているものは、コストが高い。したがって、実用化を進めるために、ガラス形成能及び初期透磁力、保磁力、飽和磁化などの軟磁気特性の改善、並びに、原材料や製造工程のコストの低減が強く求められている。   【解決手段】組成が、式；Ｆｅ７９−ｘＭｏｘＰ１０Ｃ４Ｂ４Ｓｉ３（ｘ＝２〜５ａｔ％）で示され、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが４０Ｋ以上、直径又は厚さが１．５ｍｍ〜４ｍｍでガラス相の体積分率が１００％であり、保磁力(Ｈｃ)が１．５〜２．１Ａ/ｍ、飽和磁化（Ｉｓ）が１．１４Ｔ〜１．３９Ｔ、１ｋＨｚ、１Ａ／ｍでの初期透磁率(μｅ)  が１８６００〜２０９２０であることを特徴とする軟磁性Ｆｅ基金属ガラス合金。銅鋳型鋳造法により製造された棒材又は板材を磁心材料として用いることができる。【選択図】  図７
2008024985.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成が、式；Ｆｅ７９−ｘＭｏｘＰ１０Ｃ４Ｂ４Ｓｉ３（ｘ＝２〜５ａｔ％）で示され、
過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが４０Ｋ以上、直径又は厚さが１．５ｍｍ〜４ｍｍでガラス
相の体積分率が１００％であり、保磁力(Ｈｃ)が１．５〜２．１Ａ/ｍ、飽和磁化（Ｉｓ
）が１．１４Ｔ〜１．３９Ｔ、１ｋＨｚ、１Ａ／ｍでの初期透磁率(μｅ)  が１８６００
〜２０９２０であることを特徴とする軟磁性Ｆｅ基金属ガラス合金。
【請求項２】
銅鋳型鋳造法により製造された請求項１記載のＦｅ基金属ガラス合金の棒材又は板材から
なることを特徴とする磁心材料。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高飽和磁化で、軟磁気特性に優れた軟磁性Ｆｅ基金属ガラス合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
「金属ガラス合金」は加熱によって明瞭なガラス転移が観察され、結晶化温度までの過
冷却液体領域の温度範囲が数十Ｋにも達する。この物性を備えることにより初めて、冷却
速度の遅い銅金型等に鋳込む方法によってバルク状のアモルファス合金を作ることができ
るようになった。このようなアモルファス合金が、特に、「金属ガラス」と呼ばれている
のは、金属でありながら、酸化物ガラスのように安定な非晶質で、高温で容易に塑性変形
（粘性流動）できるためである。
【０００４】
「金属ガラス合金」は、ガラス形成能が高い、すなわち、ガラス相からなる、より寸法
の大きな、いわゆるバルクの金属鋳造体を銅金型鋳造法等により溶湯から過冷却液体状態
において冷却凝固して製造できる特性を有するものであり、また、過冷却液体状態に加熱
して塑性加工できる特性を有するものであり、これらの特性を有しない従来の薄帯やファ
イバーなどの「アモルファス合金」とは本質的に異なる材料であり、その有用性も非常に
大きい。
【０００５】
本発明者らが１９９５年にＦｅ−（Ａｌ，Ｇａ）系の軟磁性Ｆｅ基金属ガラス合金を報
告（非特許文献１、特許文献１〜３）して以来、機能材料（非特許文献２〜６）及び構造
材料（非特許文献７〜１０）として多数のＦｅ基金属ガラス合金が開発された。        
【０００６】
軟磁性Ｆｅ基金属ガラス合金は２つのグループに区別できる。一つは、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ系
金属ガラス合金グループであり、他方は、新しく開発されたＦｅ−Ｂ−Ｓｉ系金属ガラス
合金グループである。Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ系金属ガラス合金は、直径又は厚さ２〜５ｍｍの金
属ガラス棒材に鋳造できる高いガラス形成能を有しているが、Ｂ、Ｓｉの含有量を多くす
る必要があり、Ｆｅ含有量が少ない（６５ａｔ％未満）ので、飽和磁化（Ｉｓ）は０．８
〜１．１Ｔとそれほど大きくなく、センサ用途としては有用であるが、電力変圧器やモー
ターへは適用できない。
【０００７】
低いヒシテリシス損失及び高いＩｓが電磁的エネルギー転換機器の低鉄損コアに必要な
基本的な特性であり、Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は通常の多結晶Ｆｅ（Ｓｉ）合金によ
り製造されたものより低鉄損のコアを提供すべくその潜在可能性について研究されている
。それゆえ、Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ系金属ガラス合金と比べて、先行して開発されたＦｅ−Ｐ−
Ｃ系金属ガラス合金は、１．３〜１．４Ｔ（非特許文献３，１１）の高いＩｓを示すので
、磁気コア材としての応用は、より潜在可能性がある。
【０００８】
しかしながら、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ基金属ガラス合金の多くは、非常に高価なＧａを含有して
おり、そのコストは合金のコストの９０％を占める。Ｇａは、また、保磁力（Ｈｃ）の好
ましくない増加をもたらす（非特許文献１２）。さらにガラス形成能はそれほど大きくな
く、銅鋳型鋳造法により製造されたＦｅ−Ｐ−Ｃ基金属ガラス合金の最大直径又は厚さは
２．５ｍｍである（非特許文献３，１１）。
【０００９】
一つのＦｅＣｒＭｏＧａＰＣＢＳｉ金属ガラス合金はより大きなガラス形成能を示し、
フラックス溶融及び水急冷で直径又は厚さ４ｍｍまでの金属ガラス合金を製造できるけれ
ども、この方法は、複雑であり、Ｉｓは低い（１Ｔ未満）。本発明者等は，これまで軟磁
性Ｆｅ基金属ガラス合金の開発を精力的に行なってきた（特許文献４〜１０）。特に、特
許文献９に示されるＦｅ−Ｂ−Ｓｉ系金属ガラス合金は１．４Ｔ以上の飽和磁化を有し、
保磁力が３．５〜３．０Ａ／ｍであり、Ｎｂを１ａｔ％を含有する合金は、図８に示す磁
化曲線に示す優れた軟磁気特性を有している。また、本発明者らは、組成がＦｅ７６−ｙ
｛（ＳｉａＢｂ）ｍ（ＰｃＣｄ）ｎ｝ｘＭｙ［Ｍ；Ｎｂ，Ｍｏ、１９≦ｘ≦３０，０≦ｙ
≦６］で示される金属ガラス合金に係わる発明について特許出願した（特許文献１１）。
この組成に含まれる式Ｆｅ７４Ｓｉ７．２Ｂ１０．８Ｐ３．２Ｃ０．８Ｍｏ２の粒子材（
実施例３−３）は、ΔＴｘが４８．４Ｋ、Ｂｓ（Ｔ）は１．２８であるが、図９の磁化曲
線に示されるとおり、Ｎｂを１ａｔ％を含有する合金（実施例１−３）に比べて軟磁気特
性はよくなかった。
【００１０】
【非特許文献１】A.Inoue,Y.Shinomiya,andJ.S.Gook,Mater.Trans.,JIM 36,1427(1995)
【非特許文献２】T.D.Shen and R.B.Schwarz,Apppl.Phys.Lett.75,49(1999)
【非特許文献３】B.L.Shens and A.Inoue,Mater.Trans.,43,1235(20002)
【非特許文献４】P.Paliwk,H.A.Davies,and M.R.J.Gibbs,Mater.Sci.Eng.,A 375-377,372(2004)
【非特許文献５】R.B.Schwarz,T.D.Shen,U.Harms,and T.Lillo,J.Magn Magn.Mater.283,233(2004)
【非特許文献６】M.Stoica,S.Roth,J.Eckert,L.Scultz,and M.D.Baro,J.Magn.Magn.Mater.290-291,1480(2005)
【非特許文献７】V.Ponnambalam,S.J.Poon,and G.J.Shiflet,J.Mater.Res.19,1320(2004)
【非特許文献８】Z.P.Lu,C.T.Liu,J.R.Thompson,and W.D.Porter,Phys.Rev.Lett.92,245503(2004)
【非特許文献９】A.Inoue,B.L.Shen,and C.T.Chang ,Acta Mater.52,4093(2004)
【非特許文献１０】B.L.Shen,A.Inoue,and C.T.Chang ,Apppl.Phys.Lett.85,4911(2004)
【非特許文献１１】B.L.Shen,M.Akiba,ans A.Inoue,Phys.Rev.B 73,104204(2006)
【非特許文献１２】T.Mizhushima,A.Makino,and A.Inoue,J.Appl.Phys.83,6329(1998)
【特許文献１】特開平９−３２０８２７号公報
【特許文献２】特開平１１−７１６４７号公報
【特許文献３】特開２００１−１５２３０１号公報
【特許文献４】特開平１１−１３１１９９号公報
【特許文献６】特開２０００−２５６８１２号公報
【特許文献７】特開２００２−１０５６０７号公報
【特許文献８】特開２００２−１９４５１４号公報
【特許文献９】特開２００３−２５３４０８号公報
【特許文献１０】特開２００５−２５６０３８号公報
【特許文献１１】特開２００５−２９０４６８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
軟磁性材料としては、従来、珪素鋼、フェライト、鉄基およびコバルト基非晶質合金薄
帯などが使用されている。これらのうち、鉄基非晶質合金薄帯は、約１．５Ｔの高い飽和
磁化を持つものの、磁歪が大きいために透磁率は数千であり低い。これに対して、コバル
ト基非晶質合金薄帯の透磁率は数万のレベルと高いものの、飽和磁化は１Ｔ以下であり、
飽和磁化と軟磁気特性（透磁率、保磁力、鉄損など）の両方の特性に優れた合金材料の開
発は非常に困難であった。
【００１２】
また、バルクの非晶質合金である従来のＦｅ−Ｂ−Ｃ系軟磁性金属ガラス合金は、飽和
磁化が小さく、変圧器やモーター用途の要求を満たさない。また、Ｆｅ−Ｂ−Ｃ系軟磁性
金属ガラス合金であって、Ｇａを使用しているものは、コストが高い。鉄濃度の高い鉄・
遷移金属非晶質合金を熱処理してナノメータサイズの微細な結晶を均一に析出させること
により高い飽和磁化と共に優れた軟磁気特性を兼ね備えた軟磁性材料の開発もなされてい
るが、熱処理工程の厳密な制御が必要になり、コストが高い。したがって、実用化を進め
るために、ガラス形成能及び初期透磁力、保磁力、飽和磁化などの軟磁気特性の改善、並
びに、原材料や製造工程のコストの低減が強く求められている。   
【課題を解決するための手段】
【００１３】
そこで、本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成及び元
素の組み合わせの方法について探査した結果、高価な元素Ｇａを含有しないＦｅ７９−ｘ
ＭｏｘＰ１０Ｃ４Ｂ４Ｓｉ３（ｘ＝２〜５ａｔ％）で示されるＦｅ基金属ガラス合金が、
過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが４０Ｋ以上であり、保磁力(Ｈｃ)が１．５〜２．１Ａ/ｍ
、飽和磁化（Ｉｓ）が１．１４Ｔ〜１．３９Ｔ、１ｋＨｚ、１Ａ／ｍでの初期透磁率(μ
ｅ)  が１８６００〜２０９２０、磁歪（λｓ）が１７．７×１０−６〜２２．７である
ことを見出し、本発明の完成に至った。
【００１４】
本発明の金属ガラス合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが大きく、直径又は厚さが１
．５ｍｍ〜４ｍｍで、ガラス相の体積分率が１００％であるものを金型鋳造法によって製
造することができる。
【００１５】
図６に、各種の軟磁性材料の飽和磁化と透磁率の関係を本発明の合金と対比して示す。
本発明の金属ガラス合金は、これまでのＦｅ−Ｐ−Ｃ系金属ガラス合金中で最高のＩｓ，
優れた軟磁気特性を有することが理解される。
【００１６】
上記の合金組成において、銅鋳型鋳造法により作製した鋳造棒材について測定したΔＴ
ｘ＝Ｔｘ−Ｔｇの式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘは４１Ｋ以上である。また、
換算ガラス化温度Ｔｇ/Ｔｌが０．６００以上である。
【００１７】
この組成を持つ合金を用いて、銅鋳型鋳造法により作製した金属ガラスは、熱分析を行
う際、明瞭なガラス遷移及び結晶化による発熱が観察され、ガラス形成の臨界厚さ又は直
径の値は１．５ｍｍ以上であり、最大では４ｍｍに達するので、銅鋳型鋳造法によって厚
さ又は直径１．５ｍｍ〜４ｍｍの範囲でガラス相の体積分率が１００％であるバルク金属
ガラス合金を容易に製作できる。
【発明の効果】
【００１８】
以上説明したように、本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、ガラス形成能に優れ、ガラス
形成の臨界厚さ又は直径が１．５ｍｍ以上であり、最大では直径又は厚さ４ｍｍの値を有
する。従来のＦｅ−Ｐ−Ｃ系バルク金属ガラス合金には不可欠のＧａ元素を含有しないに
もかかわらず、高いガラス形成能を示すとともに、高飽和磁化と優れた軟磁気特性を示す
材料の開発に成功した。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
次に、本発明の実施の形態を説明する。本発明の上記合金組成は、基本的に下記６種の
元素を構成要素としている。Ｆｅ：鉄、Ｍｏ：モリブデン、Ｐ；燐、Ｃ；炭素，Ｂ：ホウ
素、Ｓｉ：けい素。そして、式Ｆｅ７９−ｘＭｏｘＰ１０Ｃ４Ｂ４Ｓｉ３（ｘ＝２〜５ａ
ｔ％）で示される組成を有する。
【００２０】
本発明のＦｅ基金属ガラス合金において、主成分であるＦｅは、本発明の高飽和磁化の
金属ガラス合金の基となる元素である。本発明のＦｅ基金属ガラス合金中のＦｅ含有量は
７４〜７７ａｔ％と高く、大きな飽和磁化が得られる。
【００２１】
本発明の上記合金組成において、半金属元素Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉは、アモルファス相の形
成を担う元素であり、安定なアモルファス構造を得るために重要である。従来のＦｅ−Ｂ
−Ｃ系金属ガラス合金では、ガラス形成能を高めるためには、Ｓｉと組み合わせて、１０
ａｔ％程度以上の高濃度にＢを含有させる必要があった。Ｆｅ−Ｐ−Ｃ系金属ガラス合金
では、ＦｅとＰの間では、Ｆｅの含有量が約８０at％の組成で一つの共晶点が存在してお
り、この共晶点近傍での組成はガラス形成能が高い。また、ガラス形成能の向上には、安
定な過冷却液体が必要である。そのため、原子サイズの異なったＣ，Ｂ，Ｓｉを添加する
ことにより安定なアモルファス構造が得られ、ガラス形成能が向上する。
【００２２】
本発明の合金では、半金属元素Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉをともに特定の含有量で含有させるこ
とにより、合計の含有量が少なくてもガラス形成能が優れることを見出した。これらの半
金属元素の合計の含有量は約２０at％は必要である。これらの半金属元素が規定の量より
多くなるにつれ、共晶点から離れるので、ガラス形成能は低下し、飽和磁化は低下する。
また、規定の量より少なくなると、飽和磁化はやや大きくなる傾向があるが、ガラス形成
能が急激に低下する。Ｐ元素は、合金全体を一つの共晶点に持っていく役割をする。
【００２３】
Ｆｅの２〜５ａｔ％をＭｏで置換することによりΔＴｘをかなり拡大し、ガラス形成能
を大幅に増加させる。Ｍｏの添加は、Ｃ，Ｂ，Ｓｉの添加で共晶点からずれた組成を共晶
点に戻す役割をする。ΔＴｘの増大は、結晶化の遅滞による。Ｍｏを含有しない場合は準
安定相のＦｅ２３（Ｂ，Ｃ）６相が析出するが、Ｆｅをわずか１ａｔ％のＭｏで置換する
ことにより準安定相は析出しなくなる。少量のＭｏで合金化することによって、ＳｉとＭ
ｏの間の大きな負の値を持つ混合エンタルピーが準安定（Ｆｅ，Ｍｏ）２３（Ｂ，Ｃ）６
相の形成の困難さを大きくするので準安定相の析出は強く阻止されると考えられる。加え
て、大きな（Ｆｅ及びＭｏ）及び小さな（Ｂ及びＣ）原子は、アモルファス構造中に補強
されたバックボーンを形成し、また結晶化を抑制すると思われる。これらの二つの作用に
より、過冷却液体の安定性を増加させる。一方、これらの合金は共晶か、それに近い組成
である。
【００２４】
本発明の上記合金組成において、組成範囲からのずれにより、ガラス形成能が劣り、溶
湯から凝固過程にかけて、結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が混在した組織にな
る。また、この組成範囲から大きく離れると、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【００２５】
本発明の上記合金組成において、ガラス形成能が高いため、銅鋳型鋳造すると直径又は
厚さが４ｍｍまでのガラス相の体積分率が１００％の金属ガラス合金の棒材又は板材が作
製できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡糸法により、直径０．５５ｍｍまでの細線、
アトマイズ法により、直径０．６ｍｍまでの粒子の金属ガラスを作製できる。
【００２６】
本発明の合金は、実施例に示すように、Ｍｏの含有量が２〜５ａｔ％の範囲で、１ｋＨ
ｚ、１Ａ／ｍでの初期透磁率(μｅ)  が１８６００〜２５２３０、保磁力(Ｈｃ)が１．５
〜２．１Ａ／ｍ、飽和磁化（Ｉｓ）が１．１４〜１．３９Ｔ、の極めて優れた軟磁気特性
を持つＦｅ基金属ガラス合金である。さらに、Ｍｏの含有量が３〜４ａｔ％の範囲では、
初期透磁率(μｅ)  が２４６１０〜２５２３０、保磁力(Ｈｃ)が１．５〜１．７Ａ／ｍ、
飽和磁化（Ｉｓ）が１．２７〜１．３２Ｔとなり、より優れた軟磁気特性が得られる。  
【実施例】
【００２７】
表１に示すＡ０〜Ａ５の合金材料を調製し、銅鋳型鋳造法を実施し、バルク合金を得た
。図５に、銅鋳型鋳造法により直径１〜４ｍｍの合金試料を作製するのに用いた装置を側
面から見た概略構成を示す。Ａ０〜Ａ５の各合金組成は式Ｆｅ７９−ｘＭｏｘＰ１０Ｃ４
Ｂ４Ｓｉ３において、ｘ＝０（Ａ０），ｘ＝１（Ａ１），ｘ＝２（Ａ２），ｘ＝３（Ａ３
），ｘ＝４（Ａ４），ｘ＝５（Ａ５）、ｘ＝６（Ａ６）とした。
【００２８】
純鉄、純Ｍｏ，Ｓｉメタロイド、Ｆｅ−Ｐプレアロイ、Ｆｅ−Ｃプレアロイ、純Ｂ結晶
の混合物を高純度Ａｒ雰囲気中で誘導加熱溶融することにより合金インゴットを製造した
。
【００２９】
この合金インゴットを先端に小孔（孔径0.5〜4mm）を有する石英管３に充填し、高周波
発生コイル４により加熱溶融した。その後、その石英管３を垂直な孔５を鋳込み空間とし
て設けた銅製鋳型６の直上に設置した。次いで、石英管３内の溶融金属１をアルゴンガス
の加圧（0.1〜1.0 Kg/cm2）により石英管３の小孔２から噴出し、銅製鋳型６の孔に注入
してそのまま放置して凝固させて直径４ｍｍまでの長さ４０ｍｍの円柱状鋳造棒を製造し
た。
【００３０】
表１に、試料Ａ０〜Ａ５の示差走査熱量計を用いて測定したガラス遷移温度（Ｔｇ）、
ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（Ｔｘは結晶化開始温度）、Ｔｇ/Ｔｌを示す。また、Ｉｓ，Ｈｃ，
１ｋＨｚでの初期透磁率（μｅ）を、それぞれ、４００ｋＡ／ｍの磁場を印加した振動試
料型マグネトメーター、８００Ａ／ｍの磁場でのＢ−Ｈループトレーサー、１Ａ／ｍの磁
場でのインピーダンスアナライザーにより測定した。磁歪（λｓ）は３端子キャパシタン
ス法により測定した。
【００３１】
【表１】
2008024985.tif 000003
【００３２】
図１に、Ｆｅ７９−ｘＭｏｘＰ１０Ｃ４Ｂ４Ｓｉ３（ｘ＝０〜６ａｔ％）のＤＳＣ曲線
を示す。Ｍｏの含有量が０から４ａｔ％に増加するにつれてＴｇとΔＴｘは７４０から７
５２Ｋ、３４から４７Ｋへそれぞれ増加する。Ａ０合金の結晶化は、３つの発熱段階で生
じ、Ｐ１，Ｐ２，Ｐ３の印を付した３つの対応する発熱ピークは接近している。しかしな
がら、結晶化は、Ｆｅを１〜４ａｔ％のＭｏで置換すると２つの段階を通して生じ、Ａ３
とＡ４合金は主の発熱ピークに肩(shoulder)を示すが、２つの発熱ピーク間の温度間隔は
Ｍｏ含有量が増えるにつれて増加する。
【００３３】
Ｍｏ含有量が５ａｔ％及び６ａｔ％にさらに増加すると、肩は、面心立方晶（Ｆｅ、
Ｍｏ）２３（Ｂ，Ｃ）６相の析出により発熱ピークになる。特に、Ａ６合金については、
ピークＰ１は、大きく、結晶化は、ΔＴの大幅な低下を伴って、再度、３つの明白な発熱
段階を通って生じる。それゆえに、過冷却液体（ＳＬ）の熱的安定性はＭｏ含有量が４ａ
ｔ％へ増加するにつれて増加し、さらにＭｏ含有量が増加すると減少が始まると推測され
る。
【００３４】
図２に、Ｆｅ７９−ｘＭｏｘＰ１０Ｃ４Ｂ４Ｓｉ３（ｘ＝０〜５ａｔ％）のＤＴＡ曲線
を示す。Ａ０合金については、Ｐｅｎｄｏ１及びＰｅｎｄｏ２の符号を付した２つの吸熱
ピークが加熱曲線上に見える。これは該組成が共晶点の近くに存在していないことを示唆
する。Ｍｏ含有量が１から４ａｔ％へ増加するにつれてピークＰｅｎｄｏ１の強度は、増
加するが、ピークＰｅｎｄｏ２の強度は次第に低下する。こうして、Ｍｏが２，３，４ａ
ｔ％にそれぞれ増加すると、事実上たった一つのピークが残り、Ｍｏ含有量が４ａｔ％に
増加すると共晶点に接近することを示している。Ｍｏ含有量がさらに５ａｔ％に増加する
と、２つの吸熱ピークが再度現れるので、Ｍｏ含有量が５ａｔ％に増加すると合金の組成
は共晶点から離れ始めることを示唆する。
【００３５】
加えて、冷却曲線に示されるように、Ｍｏ含有量が１から４ａｔ％に増加するにつれて
Ｔｌは１２７０から１２２６Ｋに低下し、Ｍｏ含有量がさらに５ａｔ％に増加するにつれ
て再度１２６５Ｋに高まる。Ａ４合金は、２つの発熱ピークを示すが、他のＭｏ含有合金
は３以上の発熱ピークを示すので、Ａ４合金の凝固挙動は他の合金よりも単純であること
を示している。それゆえ、Ａ２，Ａ３，Ａ４合金は共晶点の近くにあり、Ａ４合金はこれ
らの３つの合金の中では最も共晶点に近いと考えられる。
【００３６】
さらに、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｌ）は０．５８６〜０．６１３の間にある。それ
ゆえ、ＤＳＣ及びＤＴＡ測定からこのＦｅＰＣ基金属ガラス合金は高いガラス形成能を示
す結果となると考えられる。金属ガラス合金棒の臨界直径は、Ａ０，Ａ１，Ａ２，Ａ３，
Ａ４，及びＡ５のそれぞれについて、１,１．５，２．５，３．５，４，及び３ｍｍであ
る。図３に、これらの鋳造棒のＸＲＤパターンを示す。結晶のピークを伴わない広いピー
クのみがこれらの鋳造棒全てに見ら、４ｍｍまでの直径でガラス相の形成が示唆される。
【００３７】
上記の表１にＡ０〜Ａ５合金の最大直径（Ｄmax;ｍｍ）、熱安定性、磁気特性を示す。
Ｍｏ含有量が０から５ａｔ％に増加するにつれて、Ｆｅ含有量の低下により飽和磁化（Ｉ
ｓ）が１．５３から１．１４Ｔに低下するけれども、Ｆｅ含有量の合計が７４ａｔ％より
多いので、このガラス合金のＩｓは、どの他のＦｅ−Ｐ−Ｃ系金属ガラス合金よりも高い
。最大のガラス形成能を有するＡ３及びＡ４金属ガラス合金は、最良の軟磁気特性を示す
。この理由は、結晶核を全く含まない高いレベルの同質性(homogeneity)を持つガラス構
造の形成による。実際、Ａ３及びＡ４合金は、約１５×１０−６の最低の磁歪（λｓ）を
示す。結果として、１．３２及び１．２７Ｔのより高いＩｓに加えて、非常に大きい初期
透磁率（μｅ）を持つ優れた軟磁気特性がＡ３及びＡ４ガラス合金について得られた。
【００３８】
図４には、比較のためにメルトスピン法で作製した金属ガラス合金リボンのＸＲＤパタ
ーンも示している。準安定（Ｆｅ，Ｍｏ）２３（Ｂ，Ｃ）６相のＸＲＤパターン５ｍｍ径
の鋳造棒のＸＲＤパターンに重ねて示しているとおり、（Ｆｅ，Ｍｏ）２３（Ｂ，Ｃ）６
相が５ｍｍ径のロッドのガラス相から析出していることが分かる。それゆえ、準安定（Ｆ
ｅ，Ｍｏ）２３（Ｂ，Ｃ）６相は事実、ガラス相の形成と競合する主相であることが確認
される。図７に、Ａ２〜Ａ５合金の磁化曲線を示す。本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、
非常に大きい初期透磁率が得られることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００３９】
本発明のＦｅ基金属ガラス合金は  銅鋳型鋳造法により製造された棒材又は板材を提供
することができ、高い飽和磁化と大きい初期透磁率を有しているので、電力変圧器のコア
材やモータコア材などの高透磁率磁心材料として特に有用であり、その他、スイッチング
電源用トランス。チョークコイル、ノイズフイルタなどの磁心材料、電磁シールド材、磁
気センサ、電流センサなど、幅広い応用が期待される。
る。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】本発明合金のＤＳＣ曲線を示すグラフである。
【図２】本発明合金のＤＴＡ曲線を示すグラフである。
【図３】本発明合金の鋳造棒材のＹＲＤパターンである。
【図４】本発明合金の直径又は厚さ４ｍｍ及び５ｍｍの鋳造棒及び比較のためのメルトスピン法で製造したリボンのＸＲＤパターンである。
【図５】銅鋳型鋳造法により合金試料を作製するのに用いた装置の概略側面図である。
【図６】各種の軟磁性材料の飽和磁化と透磁率の関係を示すグラフである。
【図７】実施例のＡ２〜Ａ５合金の磁化曲線を示すグラフである。
【図８】従来例のＦｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｎｂ金属ガラス合金の磁化曲線を示すグラフである。
【図９】従来例のＦｅ−Ｓｉ−ｂ−Ｐ−Ｃ−（Ｎｂ，Ｍｏ）金属ガラス合金粒子材の磁化曲線を示すグラフである。
【図１】
2008024985.tif 000004
【図２】
2008024985.tif 000005
【図３】
2008024985.tif 000006
【図４】
2008024985.tif 000007
【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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