JP2000144346A - 高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金 - Google Patents
高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明の目的は、透磁率を高め、鉄損を著し
く低減し、高飽和磁束密度を具備し、高い機械強度と高
い熱安定性を併せ持つ高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁
性合金を提供することである。 【解決手段】 本発明は次式で示される組成を有し、組
織の５０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃ
Ｆｅの微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金からな
り、ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は次式の合金を急冷し、非
晶質相の単相組織とした後非晶質相を結晶化温度以上に
加熱後に冷却されて析出されたものである。（Ｆｅ1-a
Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか
または両方、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｗの中から選ばれた１種又は２種以上の元素であ
り、a≦０.０５、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.
５原子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％
≦ｚ≦０.２原子％である。
く低減し、高飽和磁束密度を具備し、高い機械強度と高
い熱安定性を併せ持つ高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁
性合金を提供することである。 【解決手段】 本発明は次式で示される組成を有し、組
織の５０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃ
Ｆｅの微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金からな
り、ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は次式の合金を急冷し、非
晶質相の単相組織とした後非晶質相を結晶化温度以上に
加熱後に冷却されて析出されたものである。（Ｆｅ1-a
Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか
または両方、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｗの中から選ばれた１種又は２種以上の元素であ
り、a≦０.０５、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.
５原子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％
≦ｚ≦０.２原子％である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッド、トラ
ンス、チョークコイル等に用いられる軟磁性合金に関す
るものであり、特に、高飽和磁束密度で軟磁気特性に優
れ、鉄損が少ないＦｅ系軟磁性合金に関する。
ンス、チョークコイル等に用いられる軟磁性合金に関す
るものであり、特に、高飽和磁束密度で軟磁気特性に優
れ、鉄損が少ないＦｅ系軟磁性合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気ヘッド、トランス 、チョークコイ
ル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである。 飽和磁束密度が高いこと。透磁率が高いこと。低
保磁力であること。薄い形状が得やすいこと。また、
磁気ヘッドに対し、前記〜に記載の特性の他に製造
プロセス上の制約から以下の特性が要求される。耐食
性が高いこと。
ル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである。 飽和磁束密度が高いこと。透磁率が高いこと。低
保磁力であること。薄い形状が得やすいこと。また、
磁気ヘッドに対し、前記〜に記載の特性の他に製造
プロセス上の制約から以下の特性が要求される。耐食
性が高いこと。
【０００３】従って軟磁性合金あるいは磁気ヘッドを製
造する場合、これらの観点から種々の合金系において材
料研究がなされている。従来、前述の用途に対しては、
センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用
いられ、最近ではＦｅ基およびＣｏ基の非晶質合金も使
用されるようになってきている。
造する場合、これらの観点から種々の合金系において材
料研究がなされている。従来、前述の用途に対しては、
センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用
いられ、最近ではＦｅ基およびＣｏ基の非晶質合金も使
用されるようになってきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかるに磁気ヘッドの
場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に
対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材
料が望まれている。またトランス、チョークコイルの場
合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必
要であるため、より高性能の磁性材料が望まれている。
ところが、前記のセンダストは、軟磁気特性には優れる
ものの、飽和磁束密度が約１.１Ｔ（テスラ）と低い欠
点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる合
金組成においては、飽和磁束密度が約０.８Ｔと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。
場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に
対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材
料が望まれている。またトランス、チョークコイルの場
合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必
要であるため、より高性能の磁性材料が望まれている。
ところが、前記のセンダストは、軟磁気特性には優れる
ものの、飽和磁束密度が約１.１Ｔ（テスラ）と低い欠
点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる合
金組成においては、飽和磁束密度が約０.８Ｔと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。
【０００５】一方、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１.０Ｔ程度
と不十分である。また、Ｆｅ基合金は飽和磁束密度が高
く、１.５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。前述のごとく
高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難
しい。
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１.０Ｔ程度
と不十分である。また、Ｆｅ基合金は飽和磁束密度が高
く、１.５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。前述のごとく
高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難
しい。
【０００６】ところで、トランス用の軟磁性合金として
重要な特性は、鉄損が小さいことと同時に飽和磁束密度
が高いことである。ところが、従来、トランス用として
最も広く使用されているけい素鋼板の鉄損は１.０ｗ／
ｋｇ（１.７Ｔ、５０Ｈｚにおいて）、飽和磁束密度は
２.０Ｔであるので、飽和磁束密度は高いものの、鉄損
を更に小さくする必要がある。また、従来、一部の用途
として使用されているトランス用のＦｅ系のアモルファ
ス合金にあっては、鉄損は０.２５ｗ／ｋｇ（１.４Ｔ、
５０Ｈｚにおいて）、飽和磁束密度は１.５６Ｔである
ので、鉄損を更に少なくし、かつ、飽和磁束密度を高く
したいという課題がある。
重要な特性は、鉄損が小さいことと同時に飽和磁束密度
が高いことである。ところが、従来、トランス用として
最も広く使用されているけい素鋼板の鉄損は１.０ｗ／
ｋｇ（１.７Ｔ、５０Ｈｚにおいて）、飽和磁束密度は
２.０Ｔであるので、飽和磁束密度は高いものの、鉄損
を更に小さくする必要がある。また、従来、一部の用途
として使用されているトランス用のＦｅ系のアモルファ
ス合金にあっては、鉄損は０.２５ｗ／ｋｇ（１.４Ｔ、
５０Ｈｚにおいて）、飽和磁束密度は１.５６Ｔである
ので、鉄損を更に少なくし、かつ、飽和磁束密度を高く
したいという課題がある。
【０００７】そこで本発明者らは、前記合金の発展型の
合金として特公平７−６５１４５号明細書、特開平５−
９３２４９号明細書等において、非晶質合金相とｂｃｃ
Ｆｅの微結晶粒を主体とする組織を有し、飽和磁束密度
が１.５Ｔを超えるとともに、透磁率が１００００を超
える優れた特性のＦｅ系軟磁性合金を提供した。
合金として特公平７−６５１４５号明細書、特開平５−
９３２４９号明細書等において、非晶質合金相とｂｃｃ
Ｆｅの微結晶粒を主体とする組織を有し、飽和磁束密度
が１.５Ｔを超えるとともに、透磁率が１００００を超
える優れた特性のＦｅ系軟磁性合金を提供した。
【０００８】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。（Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍ1y 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ
1はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍo、Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ,Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、a≦０.０
５、b≦９３原子％、x＝５.０〜８原子 ％、 y＝４〜９
原子％である。
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。（Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍ1y 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ
1はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍo、Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ,Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、a≦０.０
５、b≦９３原子％、x＝５.０〜８原子 ％、 y＝４〜９
原子％である。
【０００９】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ b Ｂx Ｍ1y 但し、 b≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜
９原子％である。そして、本発明者らは、前記組成系の
合金について更に研究を進めた結果、前記組成系のＦｅ
系軟磁性合金において、少量のＺｎを添加することで軟
磁気特性を向上させ、鉄損を著しく少なくできることを
見い出し、本願発明に到達した。
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ b Ｂx Ｍ1y 但し、 b≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜
９原子％である。そして、本発明者らは、前記組成系の
合金について更に研究を進めた結果、前記組成系のＦｅ
系軟磁性合金において、少量のＺｎを添加することで軟
磁気特性を向上させ、鉄損を著しく少なくできることを
見い出し、本願発明に到達した。
【００１０】本発明の目的は、前記特許出願のＦｅ系軟
磁性合金を発展させて透磁率を更に高め、鉄損を著しく
低減するとともに、高飽和磁束密度を具備し、高い機械
強度と高い熱安定性を併せ持つ高飽和磁束密度低鉄損Ｆ
ｅ系軟磁性合金を提供することである。更に本発明は、
鉄損を０.１０ｗ／ｋｇ（１.４Ｔ、５０Ｈｚにおいて）
以下、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上とすることができ、
加熱状態で長時間放置しても磁気特性の経時変化が少な
く、トランス等の製造時の曲げ加工に対応できるトラン
ス用などとして好ましい高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟
磁性合金の提供を目的とする。
磁性合金を発展させて透磁率を更に高め、鉄損を著しく
低減するとともに、高飽和磁束密度を具備し、高い機械
強度と高い熱安定性を併せ持つ高飽和磁束密度低鉄損Ｆ
ｅ系軟磁性合金を提供することである。更に本発明は、
鉄損を０.１０ｗ／ｋｇ（１.４Ｔ、５０Ｈｚにおいて）
以下、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上とすることができ、
加熱状態で長時間放置しても磁気特性の経時変化が少な
く、トランス等の製造時の曲げ加工に対応できるトラン
ス用などとして好ましい高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟
磁性合金の提供を目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明の高飽和磁束密度
低鉄損失Ｆｅ系軟磁性合金は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなり、組織の少なくとも５
０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの
微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相からなり、前
記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は合金を急冷しほぼ非晶質相
の単相組織とした後前記非晶質相を結晶化温度以上に加
熱後に冷却されて析出されたものである。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、組成比を
示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、a≦０.０５、８０原子％≦
b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原
子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％である。
低鉄損失Ｆｅ系軟磁性合金は前記課題を解決するため
に、次式で示される組成からなり、組織の少なくとも５
０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの
微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相からなり、前
記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は合金を急冷しほぼ非晶質相
の単相組織とした後前記非晶質相を結晶化温度以上に加
熱後に冷却されて析出されたものである。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、組成比を
示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、a≦０.０５、８０原子％≦
b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原
子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％である。
【００１２】本発明の高飽和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からな
り、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅの微
細結晶粒は合金を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とし
た後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却さ
れて析出されたものである。 Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、ｚは、８０原子％≦b、５原
子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、
０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％である。
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からな
り、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅの微
細結晶粒は合金を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とし
た後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却さ
れて析出されたものである。 Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、ｚは、８０原子％≦b、５原
子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、
０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％である。
【００１３】本発明の高飽和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からな
り、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅの微
細結晶粒は合金を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とし
た後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却さ
れて析出されたものである。 Ｆｅ b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
Ｍ’は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子
％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦
０.２原子％、u≦５原子％である。
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からな
り、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅの微
細結晶粒は合金を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とし
た後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却さ
れて析出されたものである。 Ｆｅ b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
Ｍ’は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子
％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦
０.２原子％、u≦５原子％である。
【００１４】本発明の高飽和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からな
り、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅの微
細結晶粒は合金を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とし
た後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却さ
れて析出されたものである。 Ｆｅ b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
Ｍ’は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子
％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦
０.２原子％、u≦５原子％である。
磁性合金は前記課題を解決するために、次式で示される
組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶
粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からな
り、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅの微
細結晶粒は合金を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とし
た後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却さ
れて析出されたものである。 Ｆｅ b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
Ｍ’は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子
％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦
０.２原子％、u≦５原子％である。
【００１５】本発明の高飽和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟
磁性合金は前記課題を解決するために、先に記載の高飽
和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟磁性合金において、３２０
℃で１００時間加熱による鉄損の変化率が２０％以下、
飽和磁束密度１.５Ｔ以上、透磁率３００００以上を示
すことを特徴とする。
磁性合金は前記課題を解決するために、先に記載の高飽
和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟磁性合金において、３２０
℃で１００時間加熱による鉄損の変化率が２０％以下、
飽和磁束密度１.５Ｔ以上、透磁率３００００以上を示
すことを特徴とする。
【００１６】本発明の高飽和磁束密度低鉄損失Ｆｅ系軟
磁性合金は、前記課題を解決するために、破壊歪が１０
×１０-3以上とされたものである。
磁性合金は、前記課題を解決するために、破壊歪が１０
×１０-3以上とされたものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下に本発明を更に詳細に説明す
る。本発明の軟磁性合金の具体的な一形態は、次式で示
される組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平
均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒か
らなり、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅ
の微細結晶粒は後述する組成の合金（溶湯）を急冷し、
ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶質相を結晶
化温度以上に加熱後に冷却されて析出されたものであ
る。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、組成比を
示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、a≦０.０５、８０原子％≦
b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原
子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２００原子％である。
る。本発明の軟磁性合金の具体的な一形態は、次式で示
される組成からなり、組織の少なくとも５０％以上が平
均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒か
らなり、残部が非晶質合金相からなり、前記ｂｃｃＦｅ
の微細結晶粒は後述する組成の合金（溶湯）を急冷し、
ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶質相を結晶
化温度以上に加熱後に冷却されて析出されたものであ
る。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、組成比を
示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、a≦０.０５、８０原子％≦
b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原
子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２００原子％である。
【００１８】本発明の軟磁性合金の他の具体的な一形態
は、先に記載の組成において、元素Ｑを省略した組成
式、即ち、Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎzで示される組成を有す
るものである。この組成式において各元素の割合は先の
形態と同等である。
は、先に記載の組成において、元素Ｑを省略した組成
式、即ち、Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎzで示される組成を有す
るものである。この組成式において各元素の割合は先の
形態と同等である。
【００１９】本発明の軟磁性合金の他の具体的な一形態
は、次式で示される組成からなり、組織の少なくとも５
０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの
微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相からなり、前
記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は後述の組成の合金（溶湯）
を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶
質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却されて析出された
ものである。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、Ｍ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、Ｍ’
は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種又は
２種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、a≦０.０５、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ
≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５
原子％≦ｚ≦０.２００原子％、u≦５原子％である。
は、次式で示される組成からなり、組織の少なくとも５
０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの
微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相からなり、前
記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は後述の組成の合金（溶湯）
を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶
質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却されて析出された
ものである。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、Ｍ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、Ｍ’
は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種又は
２種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、a≦０.０５、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ
≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５
原子％≦ｚ≦０.２００原子％、u≦５原子％である。
【００２０】本発明の軟磁性合金の他の具体的な一形態
は、先に記載の組成において、元素Ｑを省略した組成
式、即ち、Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’uで示される組成
を有するものである。この組成式において各元素の割合
は先の形態と同等である。
は、先に記載の組成において、元素Ｑを省略した組成
式、即ち、Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’uで示される組成
を有するものである。この組成式において各元素の割合
は先の形態と同等である。
【００２１】前述の組成の軟磁性合金は、後述の合金を
溶湯から急冷することにより非晶質単相あるいは一部結
晶質を含む非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金粉末、非
晶質合金塊として得る工程と、膜状のものにおいてはス
パッタ法あるいは蒸着法等の気相急冷法により薄膜状の
ものを得る工程と、これらの工程で得られたものを加熱
し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程とによって通常
得ることが出来る。ただし、前記合金組成の中で、Ｚｎ
は他の元素に比べて蒸発して消失しやすい傾向があるの
で、後に詳細に説明する如く溶湯を作製する場合に投入
するＺｎ量を前述の組成式の範囲よりも多く設定してお
く必要がある。また、薄膜を製造する場合にも同様なＺ
ｎ量の調整を行う必要がある。なお、前記の急冷法で得
られたものは、薄帯状であっても粉末状であっても薄膜
状であっても良く、得られたものを所望の形状に成形加
工あるいは機械加工した後に熱処理を施しても良いのは
勿論である。
溶湯から急冷することにより非晶質単相あるいは一部結
晶質を含む非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金粉末、非
晶質合金塊として得る工程と、膜状のものにおいてはス
パッタ法あるいは蒸着法等の気相急冷法により薄膜状の
ものを得る工程と、これらの工程で得られたものを加熱
し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程とによって通常
得ることが出来る。ただし、前記合金組成の中で、Ｚｎ
は他の元素に比べて蒸発して消失しやすい傾向があるの
で、後に詳細に説明する如く溶湯を作製する場合に投入
するＺｎ量を前述の組成式の範囲よりも多く設定してお
く必要がある。また、薄膜を製造する場合にも同様なＺ
ｎ量の調整を行う必要がある。なお、前記の急冷法で得
られたものは、薄帯状であっても粉末状であっても薄膜
状であっても良く、得られたものを所望の形状に成形加
工あるいは機械加工した後に熱処理を施しても良いのは
勿論である。
【００２２】前記組成の軟磁性合金にはＢが必ず添加さ
れている。Ｂには軟磁性合金の非晶質形成能を高める効
果、Ｆｅ-Ｍ（＝Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ等） 系微細結晶合金の
熱的安定性を高め、結晶粒成長の障壁となり得る効果が
あり、熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させる効果が
ある。この結果、前記後述する熱処理工程において４０
０〜７５０℃の広い熱処理条件で磁気特性に悪影響を及
ぼさない粒径１００ｎｍ以下（具体的には３０ｎｍ以
下）の微細な体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒を主
体とする組織を得ることができる。このＢの含有量は、
５原子％以上、１２.５原子％以下が良好であり、より
好ましくは６原子％以上、９.５原子％以下の範囲、最
も好ましくは８原子％以上、９.０原子％以下の範囲で
ある。
れている。Ｂには軟磁性合金の非晶質形成能を高める効
果、Ｆｅ-Ｍ（＝Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ等） 系微細結晶合金の
熱的安定性を高め、結晶粒成長の障壁となり得る効果が
あり、熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させる効果が
ある。この結果、前記後述する熱処理工程において４０
０〜７５０℃の広い熱処理条件で磁気特性に悪影響を及
ぼさない粒径１００ｎｍ以下（具体的には３０ｎｍ以
下）の微細な体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒を主
体とする組織を得ることができる。このＢの含有量は、
５原子％以上、１２.５原子％以下が良好であり、より
好ましくは６原子％以上、９.５原子％以下の範囲、最
も好ましくは８原子％以上、９.０原子％以下の範囲で
ある。
【００２３】また、他に、必要に応じてＹ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓ
ｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂ
ｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添加することで
軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。なお、Ａ
１,Ｓi,Ｃ,Ｐ等の非晶質形成能を有する元素に関し、本
願発明合金の特性を低下させない範囲で含有していても
差し支えないので、これら元素の含有量は１原子％以下
程度とすることが好ましい。また、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓなど
の不可避不純物元素としては所望の特性が劣化しない程
度に、好ましくは０.１原子％以下含有していても差し
支えない。
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓ
ｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂ
ｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添加することで
軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。なお、Ａ
１,Ｓi,Ｃ,Ｐ等の非晶質形成能を有する元素に関し、本
願発明合金の特性を低下させない範囲で含有していても
差し支えないので、これら元素の含有量は１原子％以下
程度とすることが好ましい。また、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓなど
の不可避不純物元素としては所望の特性が劣化しない程
度に、好ましくは０.１原子％以下含有していても差し
支えない。
【００２４】前記組成の軟磁性合金において、Ｍで示さ
れるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗに関
し、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の
高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂを好ましくは含む必要がある。ま
た、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂは、それらの一部を他の周期率表
４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ,Ｖ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗと置換
することができる。
れるＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗに関
し、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の
高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂを好ましくは含む必要がある。ま
た、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂは、それらの一部を他の周期率表
４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ,Ｖ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗと置換
することができる。
【００２５】また、Ｚｒ、Ｎｂ等は本来はｂｃｃＦｅに
ほとんど固溶しないが、合金溶湯を急冷して非晶質化
し、その後熱処理により結晶化させることにより、Ｚｒ
はＮｂ等をｂｃｃＦｅに過飽和に固溶させ、この固溶量
を調整することによって磁歪を小さくすることができ
る。即ち、Ｚｒ、Ｎｂの固溶量を熱処理条件で調整する
ことができ、これにより磁歪を調節してその値を小さく
できる。従って、低い磁歪を得るためには、広い熱処理
条件で微細な結晶組織が得られることが必要であり、前
記の如くＢの添加により広い熱処理条件で微細な結晶組
織を得ることができることは、小さな磁歪と小さな結晶
磁気異方性を併せ持つことになり、結果として良好な磁
気特性を有することになる。
ほとんど固溶しないが、合金溶湯を急冷して非晶質化
し、その後熱処理により結晶化させることにより、Ｚｒ
はＮｂ等をｂｃｃＦｅに過飽和に固溶させ、この固溶量
を調整することによって磁歪を小さくすることができ
る。即ち、Ｚｒ、Ｎｂの固溶量を熱処理条件で調整する
ことができ、これにより磁歪を調節してその値を小さく
できる。従って、低い磁歪を得るためには、広い熱処理
条件で微細な結晶組織が得られることが必要であり、前
記の如くＢの添加により広い熱処理条件で微細な結晶組
織を得ることができることは、小さな磁歪と小さな結晶
磁気異方性を併せ持つことになり、結果として良好な磁
気特性を有することになる。
【００２６】ところで、前述の添加元素の中でも特に鉄
損を少なくするためには、ＺｒとＮｂの割合を規定の範
囲にすることが特に有効であり、前述のＺｒとＮｂを主
体として添加した場合、これらの合計量は、５≦（Ｚｒ
含有量＋Ｎｂ含有量）≦７.５の関係が好ましく、５.７
≦（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含有量）≦６.５の範囲がより好
ましい。また、（Ｚｒ含有量）／（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含
有量）の値を１.５／６〜２.５／６の範囲とすることが
好ましい。この関係を式で示すと、１.５／６≦（Ｚｒ
含有量）／（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含有量）≦２.５／６と
なる。また、この関係式の範囲の中でも、（Ｚｒ含有
量）／（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含有量）＝２／６が最も好ま
しい。
損を少なくするためには、ＺｒとＮｂの割合を規定の範
囲にすることが特に有効であり、前述のＺｒとＮｂを主
体として添加した場合、これらの合計量は、５≦（Ｚｒ
含有量＋Ｎｂ含有量）≦７.５の関係が好ましく、５.７
≦（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含有量）≦６.５の範囲がより好
ましい。また、（Ｚｒ含有量）／（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含
有量）の値を１.５／６〜２.５／６の範囲とすることが
好ましい。この関係を式で示すと、１.５／６≦（Ｚｒ
含有量）／（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含有量）≦２.５／６と
なる。また、この関係式の範囲の中でも、（Ｚｒ含有
量）／（Ｚｒ含有量＋Ｎｂ含有量）＝２／６が最も好ま
しい。
【００２７】更に、前記組成にＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ
を必要に応じて添加することにより耐食性が改善される
が、飽和磁束密度を高く保つためには、これらの元素の
添加量を５原子％以下とすることが好ましく、飽和磁束
密度と軟磁気特性と鉄損の面を全て考慮すると、１原子
％以下の含有量がより好ましい。
を必要に応じて添加することにより耐食性が改善される
が、飽和磁束密度を高く保つためには、これらの元素の
添加量を５原子％以下とすることが好ましく、飽和磁束
密度と軟磁気特性と鉄損の面を全て考慮すると、１原子
％以下の含有量がより好ましい。
【００２８】Ｆｅ-Ｍ（＝Ｚｒ,Ｈｆ）系のアモルファス
合金を特殊な方法で一部結晶化することで微細結晶組織
を得ることができることは、本発明者らが１９８０年
に、「CONFERENCE ON METALLIC SCIENCE AND TECHNOLGY
BUDAPEST 」の第２１７頁〜第２２１頁において発表し
ている。今回開示した組成においても同等の効果を得る
ことがその後の研究で明らかになり、その結果本願発明
に到っているが、この微細結晶組織を得ることができる
理由は、この系の合金を製造するための非晶質相形成段
階の急冷状態で既に組成のゆらぎを生じていて、このゆ
らぎが不均一核生成のサイトとなって均一かつ微細な核
が多数発生するためと考えられる。
合金を特殊な方法で一部結晶化することで微細結晶組織
を得ることができることは、本発明者らが１９８０年
に、「CONFERENCE ON METALLIC SCIENCE AND TECHNOLGY
BUDAPEST 」の第２１７頁〜第２２１頁において発表し
ている。今回開示した組成においても同等の効果を得る
ことがその後の研究で明らかになり、その結果本願発明
に到っているが、この微細結晶組織を得ることができる
理由は、この系の合金を製造するための非晶質相形成段
階の急冷状態で既に組成のゆらぎを生じていて、このゆ
らぎが不均一核生成のサイトとなって均一かつ微細な核
が多数発生するためと考えられる。
【００２９】前記組成の軟磁性合金におけるＦｅの含有
量、あるいは、Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉの各含有量は、８０原子
％以上で、好ましくは、９０原子％未満である。これ
は、これらの含有量が９０原子％を超えると高い透磁率
が得られないためであるが、飽和磁束密度１.５５Ｔ以
上を得るためには、８３〜８７原子％の範囲（以下、特
に注記しない限り、〜で示す数値範囲は上限と下限を含
むものとするので、８３〜８７原子％は８３原子％以
上、８７原子％以下を意味するものとする。）であるこ
とがより好ましく、８５〜８６原子％の範囲が更に好ま
しい。また、Ｆｅを少なくとも８０原子％以上含有させ
ないと望ましい飽和磁束密度が得られない。
量、あるいは、Ｆｅ,Ｃｏ,Ｎｉの各含有量は、８０原子
％以上で、好ましくは、９０原子％未満である。これ
は、これらの含有量が９０原子％を超えると高い透磁率
が得られないためであるが、飽和磁束密度１.５５Ｔ以
上を得るためには、８３〜８７原子％の範囲（以下、特
に注記しない限り、〜で示す数値範囲は上限と下限を含
むものとするので、８３〜８７原子％は８３原子％以
上、８７原子％以下を意味するものとする。）であるこ
とがより好ましく、８５〜８６原子％の範囲が更に好ま
しい。また、Ｆｅを少なくとも８０原子％以上含有させ
ないと望ましい飽和磁束密度が得られない。
【００３０】次に、前記組成の軟磁性合金におけるＺｎ
含有量においては、０.０２５原子％以上、かつ、０.２
原子％以下の範囲が好ましい。この範囲内での添加であ
れば、１.５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を低下させるこ
となく保磁力と鉄損を低くすることができ、透磁率も高
くすることができる。また、Ｚｎの含有量について、
０.０３４原子％以上で、かつ、０.１６０原子％以下の
範囲がより好ましく、この範囲であるならば、より低い
鉄損と高い飽和磁束密度と経時変化の少ない軟磁性合金
が得られる。
含有量においては、０.０２５原子％以上、かつ、０.２
原子％以下の範囲が好ましい。この範囲内での添加であ
れば、１.５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を低下させるこ
となく保磁力と鉄損を低くすることができ、透磁率も高
くすることができる。また、Ｚｎの含有量について、
０.０３４原子％以上で、かつ、０.１６０原子％以下の
範囲がより好ましく、この範囲であるならば、より低い
鉄損と高い飽和磁束密度と経時変化の少ない軟磁性合金
が得られる。
【００３１】ただしＺｎは、融点が４１９.５℃であ
り、沸点が９０８℃であるので、前述の組成の軟磁性合
金をるつぼ内で溶湯とした場合、溶融温度を１２４０〜
１３５０℃程度に設定するので、大部分のＺｎは蒸発し
て消失する。前述の組成の合金溶湯を急冷して非晶質合
金とするには、この溶湯を冷却ロールなどの冷却体に吹
き付けて急冷するか、冷却ガス中に噴出するアトマイズ
法を実施するので、Ｚｎを前述の範囲の量だけ急冷合金
中に含有させるためには、るつぼに投入する合金組成と
しては、前記Ｚｎ量を超える量のＺｎを投入することが
必要となる。
り、沸点が９０８℃であるので、前述の組成の軟磁性合
金をるつぼ内で溶湯とした場合、溶融温度を１２４０〜
１３５０℃程度に設定するので、大部分のＺｎは蒸発し
て消失する。前述の組成の合金溶湯を急冷して非晶質合
金とするには、この溶湯を冷却ロールなどの冷却体に吹
き付けて急冷するか、冷却ガス中に噴出するアトマイズ
法を実施するので、Ｚｎを前述の範囲の量だけ急冷合金
中に含有させるためには、るつぼに投入する合金組成と
しては、前記Ｚｎ量を超える量のＺｎを投入することが
必要となる。
【００３２】即ち、本発明者らの研究によれば、１２４
０〜１３５０℃程度の温度の溶湯を用いてこの溶湯から
急冷法で薄帯状あるいは粉末状などの合金を得る場合、
目的組成の２０倍程度以上の投入量とすることが好まし
いことが判明した。図１は、本発明組成の軟磁性合金を
薄帯状として得るための製造装置の一例を示すもので、
真空ポンプ１に排気管１ａを介し接続されて真空排気可
能なチャンバ２の内部に、銅製または鋼製の冷却ロール
３が回転自在に設置されている。この冷却ロール３の上
方に石英製などのノズル５を有するるつぼ６が備えら
れ、るつぼ６には、るつぼ６にＡｒガス圧力を付加でき
るようにガス供給源７がガス供給管７ａを介し接続さ
れ、チャンバ２には別途チャンバ２内部をＡｒガス等の
非酸化性ガス減圧雰囲気に調整するためのガス供給源８
がガス供給管８ａを介し接続されている。なお、るつぼ
６の上端部には蓋部材が装着され、この蓋部材を貫通す
るようにガス供給管７ａの先端が接続されていてうつぼ
６の内部をチャンバ２の内部圧力とは別個に加圧できる
ように構成されている。
０〜１３５０℃程度の温度の溶湯を用いてこの溶湯から
急冷法で薄帯状あるいは粉末状などの合金を得る場合、
目的組成の２０倍程度以上の投入量とすることが好まし
いことが判明した。図１は、本発明組成の軟磁性合金を
薄帯状として得るための製造装置の一例を示すもので、
真空ポンプ１に排気管１ａを介し接続されて真空排気可
能なチャンバ２の内部に、銅製または鋼製の冷却ロール
３が回転自在に設置されている。この冷却ロール３の上
方に石英製などのノズル５を有するるつぼ６が備えら
れ、るつぼ６には、るつぼ６にＡｒガス圧力を付加でき
るようにガス供給源７がガス供給管７ａを介し接続さ
れ、チャンバ２には別途チャンバ２内部をＡｒガス等の
非酸化性ガス減圧雰囲気に調整するためのガス供給源８
がガス供給管８ａを介し接続されている。なお、るつぼ
６の上端部には蓋部材が装着され、この蓋部材を貫通す
るようにガス供給管７ａの先端が接続されていてうつぼ
６の内部をチャンバ２の内部圧力とは別個に加圧できる
ように構成されている。
【００３３】るつぼ６の底部外周には加熱ヒータ９が設
けられ、るつぼ６に投入される合金原料を加熱し溶融さ
せて溶湯を得ることができるように構成されるととも
に、前述のガス供給源７からＡｒガス圧をるつぼ６の内
部に付加することでノズル５を介して回転中の冷却ロー
ル３の表面に溶湯を吹き出し、冷却ロール３の側方に図
１の符号１１で示すように薄帯を得ることができるよう
に構成されている。
けられ、るつぼ６に投入される合金原料を加熱し溶融さ
せて溶湯を得ることができるように構成されるととも
に、前述のガス供給源７からＡｒガス圧をるつぼ６の内
部に付加することでノズル５を介して回転中の冷却ロー
ル３の表面に溶湯を吹き出し、冷却ロール３の側方に図
１の符号１１で示すように薄帯を得ることができるよう
に構成されている。
【００３４】図１に示す製造装置を用いて、チャンバ２
の内部を約１６０TorrのＡｒガス雰囲気とし、（Ｆｅ
0.94-tＺｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂt）100-zＺｎz、t＝０．０
８、０．０８２５、０．０８５なる組成の合金において
Ｚｎ量（ｚ）を１、２、３原子％にそれぞれ設定した各
溶湯を用意し、それら溶湯を回転している冷却ロールに
噴出して薄帯を製造した場合に、各薄帯試料のＺｎ含有
量を分析した結果を図２に示す。
の内部を約１６０TorrのＡｒガス雰囲気とし、（Ｆｅ
0.94-tＺｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂt）100-zＺｎz、t＝０．０
８、０．０８２５、０．０８５なる組成の合金において
Ｚｎ量（ｚ）を１、２、３原子％にそれぞれ設定した各
溶湯を用意し、それら溶湯を回転している冷却ロールに
噴出して薄帯を製造した場合に、各薄帯試料のＺｎ含有
量を分析した結果を図２に示す。
【００３５】図２に示す結果から明らかなように、るつ
ぼに１原子％のＺｎ原料を投入して得た溶湯から得られ
た薄帯試料には０.０３５〜０.０５７５原子％のＺｎが
残存し、るつぼ１に２原子％のＺｎを投入して得た溶湯
から得られた薄帯試料には０.０７〜０.１２５原子％の
Ｚｎが残存し、るつぼ１に３原子％のＺｎを投入して得
た溶湯から得られた薄帯試料には０.１２〜０.１７０原
子％のＺｎが残存した。 以上のことから、本発明で必
要な０.０２５〜０.２原子％のＺｎを急冷後の薄帯試料
に含有させるためには、溶湯作成時のＺｎ原料投入量と
して０.５〜４.０原子％の割合のＺｎが必要であること
がわかる。よって以下の実施例においては、目的組成の
２０倍程度の原料Ｚｎをるつぼに投入して図１に示す装
置で薄帯を製造することで０.０２５〜０.２原子％の範
囲のＺｎを含有した軟磁性合金試料を作製した。なお、
薄膜状のものを得る場合にも同様と考えらえるので、消
失しやすいＺｎを予め多く含有させたターゲットや蒸発
源等を用いて成膜することが好ましい。
ぼに１原子％のＺｎ原料を投入して得た溶湯から得られ
た薄帯試料には０.０３５〜０.０５７５原子％のＺｎが
残存し、るつぼ１に２原子％のＺｎを投入して得た溶湯
から得られた薄帯試料には０.０７〜０.１２５原子％の
Ｚｎが残存し、るつぼ１に３原子％のＺｎを投入して得
た溶湯から得られた薄帯試料には０.１２〜０.１７０原
子％のＺｎが残存した。 以上のことから、本発明で必
要な０.０２５〜０.２原子％のＺｎを急冷後の薄帯試料
に含有させるためには、溶湯作成時のＺｎ原料投入量と
して０.５〜４.０原子％の割合のＺｎが必要であること
がわかる。よって以下の実施例においては、目的組成の
２０倍程度の原料Ｚｎをるつぼに投入して図１に示す装
置で薄帯を製造することで０.０２５〜０.２原子％の範
囲のＺｎを含有した軟磁性合金試料を作製した。なお、
薄膜状のものを得る場合にも同様と考えらえるので、消
失しやすいＺｎを予め多く含有させたターゲットや蒸発
源等を用いて成膜することが好ましい。
【００３６】以上のようにして製造した高飽和磁束密度
低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金であるならば、高い飽和磁束密
度と透磁率を併せ持つとともに、Ｚｎの添加効果により
透磁率が一層向上され、保磁力も低いとともに、破壊歪
が大きく、曲げに強い高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁
性合金を提供できる。
低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金であるならば、高い飽和磁束密
度と透磁率を併せ持つとともに、Ｚｎの添加効果により
透磁率が一層向上され、保磁力も低いとともに、破壊歪
が大きく、曲げに強い高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁
性合金を提供できる。
【００３７】
【実施例】以下の各実施例に示す軟磁性合金薄帯試料は
図１に示す装置を用いた片ロール液体急冷法により作成
した。即ち、１つの回転している銅製の冷却ロール上に
おかれたノズルより所定成分の溶融金属をアルゴンガス
の圧力により石英製のノズルを介して前記冷却ロール上
に噴出させ、急冷して薄帯を得た。以上のように作成し
た薄帯の幅は約１５mmであり、厚さは約２０μmであっ
た。また、急冷したままの薄帯は非晶質を主体とする合
金からなるが、ｂｃｃＦｅの微細結晶粒を析出させて軟
磁気特性を向上させるために、結晶化温度以上に加熱後
冷却するアニール処理を施して本発明の高飽和磁束密度
低鉄損Ｆｅ系の軟磁性合金薄帯試料と各比較例試料を得
た。
図１に示す装置を用いた片ロール液体急冷法により作成
した。即ち、１つの回転している銅製の冷却ロール上に
おかれたノズルより所定成分の溶融金属をアルゴンガス
の圧力により石英製のノズルを介して前記冷却ロール上
に噴出させ、急冷して薄帯を得た。以上のように作成し
た薄帯の幅は約１５mmであり、厚さは約２０μmであっ
た。また、急冷したままの薄帯は非晶質を主体とする合
金からなるが、ｂｃｃＦｅの微細結晶粒を析出させて軟
磁気特性を向上させるために、結晶化温度以上に加熱後
冷却するアニール処理を施して本発明の高飽和磁束密度
低鉄損Ｆｅ系の軟磁性合金薄帯試料と各比較例試料を得
た。
【００３８】以上のようにして得られた軟磁性合金薄帯
試料の透磁率は、薄帯を加工し、外径１０mm、内径６mm
のリング状とし、これを積み重ねたものに巻線し、イン
ピーダンスアナライザを用いて測定した。透磁率
（μ’）の測定条件は５mＯe,１ＫＨzとした。保磁力
（Ｈc）および磁束密度（Ｂ10）は、直流Ｂ−Ｈループ
トレーサにより１０ Ｏｅで測定した。なお、Ｂ10は飽
和磁束密度（Ｂｓ）とほぼ同等の数値である。図３は本
発明のうち、（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.0825）
99.88Ｚｎ0.1 2なる組成の軟磁性合金の薄帯の熱処理前
後における構造の変化をＸ線回折による分析により調べ
たものである。図３より、急冷状態（合金溶湯を急冷し
て薄帯にした状態）では非晶質に特有のブロードな回折
図形が認められ、熱処理後には体心立方晶（ｂｃｃ）の
Ｆｅに独特の回折図形が認められ、本発明合金の構造が
熱処理により非晶質から体心立方晶へと変化したことが
わかる。
試料の透磁率は、薄帯を加工し、外径１０mm、内径６mm
のリング状とし、これを積み重ねたものに巻線し、イン
ピーダンスアナライザを用いて測定した。透磁率
（μ’）の測定条件は５mＯe,１ＫＨzとした。保磁力
（Ｈc）および磁束密度（Ｂ10）は、直流Ｂ−Ｈループ
トレーサにより１０ Ｏｅで測定した。なお、Ｂ10は飽
和磁束密度（Ｂｓ）とほぼ同等の数値である。図３は本
発明のうち、（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.0825）
99.88Ｚｎ0.1 2なる組成の軟磁性合金の薄帯の熱処理前
後における構造の変化をＸ線回折による分析により調べ
たものである。図３より、急冷状態（合金溶湯を急冷し
て薄帯にした状態）では非晶質に特有のブロードな回折
図形が認められ、熱処理後には体心立方晶（ｂｃｃ）の
Ｆｅに独特の回折図形が認められ、本発明合金の構造が
熱処理により非晶質から体心立方晶へと変化したことが
わかる。
【００３９】図４は、本発明組成系に類似する組成系の
ＦｅbＺｒdＮｂeＢxなる組成の試料の保磁力を測定した
結果と、この組成系の合金試料に対して０.０３４〜０.
１４２原子％の範囲でＺｎを添加した組成系の（Ｆｅ
c/100Ｚｒd/100Ｎｂe/100Ｂf/1 00）100-zＺｎzなる組成
の試料の保磁力を測定した結果を各々示す三角組成図で
ある。なお、Ｚｎを添加した試料において、図４の符号
に示す試料は（Ｆｅ0.855Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.085）
99.944Ｚｎ0.056の組成の試料、に示す試料は（Ｆｅ
0.855Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.085）98.892Ｚｎ0.108の組
成の試料、に示す試料は（Ｆｅ0.855Ｚｒ0.02Ｎｂ
0.04Ｂ0.085）99.859Ｚｎ0.141の組成の試料、に示す
試料は（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.0825）99.96
Ｚｎ0.04の組成の試料、に示す試料は（Ｆｅ0.8575Ｚ
ｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.0825）99.875Ｚｎ0.12 5の組成の試
料、に示す試料は（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ
0.0825）99.87 5Ｚｎ0.133の組成の試料、に示す試料
は（Ｆｅ0.86Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.08） 99.866Ｚｎ
0.034の組成の試料、に示す試料は（Ｆｅ0.86Ｚｒ
0.02Ｎｂ0.04Ｂ0 .08）99.883Ｚｎ0.117の組成の試料、
に示す試料は（Ｆｅ0.86Ｚｒ0.02Ｎｂ0. 04Ｂ0.08）
99.858Ｚｎ0.142の組成の試料である。
ＦｅbＺｒdＮｂeＢxなる組成の試料の保磁力を測定した
結果と、この組成系の合金試料に対して０.０３４〜０.
１４２原子％の範囲でＺｎを添加した組成系の（Ｆｅ
c/100Ｚｒd/100Ｎｂe/100Ｂf/1 00）100-zＺｎzなる組成
の試料の保磁力を測定した結果を各々示す三角組成図で
ある。なお、Ｚｎを添加した試料において、図４の符号
に示す試料は（Ｆｅ0.855Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.085）
99.944Ｚｎ0.056の組成の試料、に示す試料は（Ｆｅ
0.855Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.085）98.892Ｚｎ0.108の組
成の試料、に示す試料は（Ｆｅ0.855Ｚｒ0.02Ｎｂ
0.04Ｂ0.085）99.859Ｚｎ0.141の組成の試料、に示す
試料は（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.0825）99.96
Ｚｎ0.04の組成の試料、に示す試料は（Ｆｅ0.8575Ｚ
ｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.0825）99.875Ｚｎ0.12 5の組成の試
料、に示す試料は（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ
0.0825）99.87 5Ｚｎ0.133の組成の試料、に示す試料
は（Ｆｅ0.86Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ0.08） 99.866Ｚｎ
0.034の組成の試料、に示す試料は（Ｆｅ0.86Ｚｒ
0.02Ｎｂ0.04Ｂ0 .08）99.883Ｚｎ0.117の組成の試料、
に示す試料は（Ｆｅ0.86Ｚｒ0.02Ｎｂ0. 04Ｂ0.08）
99.858Ｚｎ0.142の組成の試料である。
【００４０】図４においてＺｒとＮｂを合計で６原子％
含有するＦｅＺｒＮｂＢ系の合金試料においては、Ｂが
５〜１２.５原子％の範囲内でも、６〜９.５原子％の範
囲とすることで、５０ｍＯｅを下回る低い保磁力を示す
ことが明らかであり、この範囲の中でもＢが８〜９.５
原子％、Ｚｒが１.５〜２.５原子％、Ｆｅ＋Ｎｂが８９
〜９０原子％の範囲で４０ｍＯｅを下回る特に低い保磁
力を示した。また、これらの組成の試料に対して更にＺ
ｎを添加した〜の試料にあっては、１００ｍＯｅを
下回る低い保磁力を示した。また、特に保磁力４０ｍＯ
ｅ前後、５０ｍＯｅ前後の試料に対してＺｎを添加する
と保磁力の値は低下する傾向にあることが判明した。ま
た、図４において〇印で示した試料は急冷により薄帯試
料を得た状態で薄帯試料をＸ線観察したところ、ｂｃｃ
Ｆｅの結晶粒が一部析出したことによってｂｃｃＦｅの
（２００）ピークからの回折が発現した試料である。更
に●印で示した試料は急冷により薄帯を得た状態でＸ線
観察したところ、結晶相からの回折ピークが発現しなか
った試料であり、完全に非晶質であることを意味する。
これら各試料の磁気特性を見ると、急冷後に完全に非晶
質であった試料の方が保磁力は低くなっている。
含有するＦｅＺｒＮｂＢ系の合金試料においては、Ｂが
５〜１２.５原子％の範囲内でも、６〜９.５原子％の範
囲とすることで、５０ｍＯｅを下回る低い保磁力を示す
ことが明らかであり、この範囲の中でもＢが８〜９.５
原子％、Ｚｒが１.５〜２.５原子％、Ｆｅ＋Ｎｂが８９
〜９０原子％の範囲で４０ｍＯｅを下回る特に低い保磁
力を示した。また、これらの組成の試料に対して更にＺ
ｎを添加した〜の試料にあっては、１００ｍＯｅを
下回る低い保磁力を示した。また、特に保磁力４０ｍＯ
ｅ前後、５０ｍＯｅ前後の試料に対してＺｎを添加する
と保磁力の値は低下する傾向にあることが判明した。ま
た、図４において〇印で示した試料は急冷により薄帯試
料を得た状態で薄帯試料をＸ線観察したところ、ｂｃｃ
Ｆｅの結晶粒が一部析出したことによってｂｃｃＦｅの
（２００）ピークからの回折が発現した試料である。更
に●印で示した試料は急冷により薄帯を得た状態でＸ線
観察したところ、結晶相からの回折ピークが発現しなか
った試料であり、完全に非晶質であることを意味する。
これら各試料の磁気特性を見ると、急冷後に完全に非晶
質であった試料の方が保磁力は低くなっている。
【００４１】図５は先に述べた試料に対して１ｋＨｚで
の透磁率（μ’：複素透磁率の実数部）を測定した結果
を示す三角組成図である。本発明組成を有し、Ｚｎを
０.０３４〜０.１４２原子％の範囲で添加した試料にお
いては、いずれも３００００を超える優れた透磁率を示
し、Ｚｎを０.０４〜０.１４２原子％の範囲で添加した
試料においては４００００を超える透磁率を示した。
の透磁率（μ’：複素透磁率の実数部）を測定した結果
を示す三角組成図である。本発明組成を有し、Ｚｎを
０.０３４〜０.１４２原子％の範囲で添加した試料にお
いては、いずれも３００００を超える優れた透磁率を示
し、Ｚｎを０.０４〜０.１４２原子％の範囲で添加した
試料においては４００００を超える透磁率を示した。
【００４２】図６は印加磁場１０ Ｏｅを印加して得ら
れた磁化曲線から求められる飽和磁束密度（Ｂ10）を示
す三角組成図、図７は先の試料の残留磁束密度（Ｂｒ）
の測定結果を示す三角組成図である。本発明組成系に類
似する組成系のＺｒとＮｂ量であるならば、１.５Ｔを
超える高い飽和磁束密度が得られることが明らかであ
り、その組成系の中でも１.６Ｔを超える組成系の合金
試料にＺｎを０.０３４〜０.１４２原子％の範囲で添加
した〜の試料はいずれも１.６Ｔを超える優れた飽
和磁束密度を示した。従ってＺｎを本発明の範囲で添加
しても飽和磁束密度はほとんど変化せず、高い値を保持
していることが明らかである。
れた磁化曲線から求められる飽和磁束密度（Ｂ10）を示
す三角組成図、図７は先の試料の残留磁束密度（Ｂｒ）
の測定結果を示す三角組成図である。本発明組成系に類
似する組成系のＺｒとＮｂ量であるならば、１.５Ｔを
超える高い飽和磁束密度が得られることが明らかであ
り、その組成系の中でも１.６Ｔを超える組成系の合金
試料にＺｎを０.０３４〜０.１４２原子％の範囲で添加
した〜の試料はいずれも１.６Ｔを超える優れた飽
和磁束密度を示した。従ってＺｎを本発明の範囲で添加
しても飽和磁束密度はほとんど変化せず、高い値を保持
していることが明らかである。
【００４３】図８は先の試料の第１の結晶化温度（Ｔx1
はｂｃｃＦｅの結晶化温度）を示す三角組成図、図９は
先の試料の中間の結晶化温度（Ｔx1’は化合物相の結晶
化温度）を示す三角組成図、図１０は先の試料の第２の
結晶化温度（Ｔx2は化合物相の結晶化温度）を示す三角
組成図、図１１はＴx2−Ｔx1で示されるΔＴxを示す三
角組成図である。
はｂｃｃＦｅの結晶化温度）を示す三角組成図、図９は
先の試料の中間の結晶化温度（Ｔx1’は化合物相の結晶
化温度）を示す三角組成図、図１０は先の試料の第２の
結晶化温度（Ｔx2は化合物相の結晶化温度）を示す三角
組成図、図１１はＴx2−Ｔx1で示されるΔＴxを示す三
角組成図である。
【００４４】以下に、これらの第１の結晶化温度と中間
の結晶化温度と第２の結晶化温度について説明する。本
発明組成系の合金であって、急冷により作製した非晶質
相を主体とした合金を昇温すると、まず、ｂｃｃＦｅ相
の結晶化に伴う発熱反応が起こり、一定の間隔をあけて
他の化合物相の結晶化（Ｆｅ3ＢまたはＦｅ2Ｂ等）によ
る発熱反応が起こり、これらの間に組成によっては更に
別の発熱反応が起こる。第１の発熱ピークがｂｃｃＦｅ
の結晶化に伴う一番大きな発熱ピークであり、第１の結
晶化温度に相当し、第２の発熱ピークが化合物相を生成
する小さな発熱ピークであり中間の結晶化温度に相当
し、第３の発熱ピークが別の化合物相を生成する小さな
発熱ピークであり、第２の結晶化温度に相当する。ただ
し、第２の発熱ピークは組成に応じて発現しないことも
あり、図９に示す−印の試料は第２の発熱ピークが発現
しなかった試料（中間の結晶化温度Ｔx1’が発現しない
試料）である。なお、第２の発熱ピークが出現しない組
成の方が磁気特性は優れている。これらの組成系にＺｎ
を添加しても結晶化温度にほとんど変化が見られないこ
とがわかる。
の結晶化温度と第２の結晶化温度について説明する。本
発明組成系の合金であって、急冷により作製した非晶質
相を主体とした合金を昇温すると、まず、ｂｃｃＦｅ相
の結晶化に伴う発熱反応が起こり、一定の間隔をあけて
他の化合物相の結晶化（Ｆｅ3ＢまたはＦｅ2Ｂ等）によ
る発熱反応が起こり、これらの間に組成によっては更に
別の発熱反応が起こる。第１の発熱ピークがｂｃｃＦｅ
の結晶化に伴う一番大きな発熱ピークであり、第１の結
晶化温度に相当し、第２の発熱ピークが化合物相を生成
する小さな発熱ピークであり中間の結晶化温度に相当
し、第３の発熱ピークが別の化合物相を生成する小さな
発熱ピークであり、第２の結晶化温度に相当する。ただ
し、第２の発熱ピークは組成に応じて発現しないことも
あり、図９に示す−印の試料は第２の発熱ピークが発現
しなかった試料（中間の結晶化温度Ｔx1’が発現しない
試料）である。なお、第２の発熱ピークが出現しない組
成の方が磁気特性は優れている。これらの組成系にＺｎ
を添加しても結晶化温度にほとんど変化が見られないこ
とがわかる。
【００４５】このようにして求めた結晶化温度の間隔Δ
Ｔxを２００℃以上とすることが好ましい。図１１に示
すΔＴxはいずれも２００℃以上であるが、２００℃以
上であるならば、ｂｃｃＦｅ相と化合物相との結晶化温
度の間隔が広くなるので、合金を最適な条件で熱処理す
ることが容易になり、ｂｃｃＦｅ相のみを析出させて他
の化合物の析出を抑制し、軟磁気特性を向上させ易くな
る。よって、合金の熱処理温度は第１の結晶化温度と第
２の結晶化温度の間（Ｔx1とＴx2との間の温度）で行う
ことが好ましい。
Ｔxを２００℃以上とすることが好ましい。図１１に示
すΔＴxはいずれも２００℃以上であるが、２００℃以
上であるならば、ｂｃｃＦｅ相と化合物相との結晶化温
度の間隔が広くなるので、合金を最適な条件で熱処理す
ることが容易になり、ｂｃｃＦｅ相のみを析出させて他
の化合物の析出を抑制し、軟磁気特性を向上させ易くな
る。よって、合金の熱処理温度は第１の結晶化温度と第
２の結晶化温度の間（Ｔx1とＴx2との間の温度）で行う
ことが好ましい。
【００４６】図１２は本発明組成に類似する組成系でＺ
ｎを含まない組成系の試料の結晶粒径を示す三角組成図
であるが、この組成系に本発明組成範囲のＺｎを添加す
ると結晶粒径はわずかに減少することを後述する試験結
果から本発明者らは確認している。従って本発明組成系
の合金にあっても、粒径１２ｎｍ以下、好ましくは粒径
１１ｎｍ以下の粒径の結晶粒を得られることがわかる。
図１３は本発明組成に類似する組成系でＺｎを含まない
組成系の試料の磁歪（λｓ）を示す三角組成図である
が、この組成系にＺｎを添加しても磁歪は同等であるこ
とを本発明者らは確認している。従って図１３に示す組
成系の合金にＺｎを添加した本発明組成系の合金にあっ
ても、磁歪が０付近のものを得られることがわかる。
ｎを含まない組成系の試料の結晶粒径を示す三角組成図
であるが、この組成系に本発明組成範囲のＺｎを添加す
ると結晶粒径はわずかに減少することを後述する試験結
果から本発明者らは確認している。従って本発明組成系
の合金にあっても、粒径１２ｎｍ以下、好ましくは粒径
１１ｎｍ以下の粒径の結晶粒を得られることがわかる。
図１３は本発明組成に類似する組成系でＺｎを含まない
組成系の試料の磁歪（λｓ）を示す三角組成図である
が、この組成系にＺｎを添加しても磁歪は同等であるこ
とを本発明者らは確認している。従って図１３に示す組
成系の合金にＺｎを添加した本発明組成系の合金にあっ
ても、磁歪が０付近のものを得られることがわかる。
【００４７】図１４は、Ｚｎを添加した本発明組成系合
金試料の結晶粒径（Ｄ）におけるＺｎ濃度依存性を示
す。Ｚｎの添加効果により結晶粒径がわずかながら減少
する傾向が見られた。図１５はＺｎを添加した本発明組
成系合金試料の磁歪（λｓ）におけるＺｎ濃度依存性を
示す。Ｚｎの添加効果により明らかに磁歪が減少する傾
向が見られるが、変化量はわずかである。
金試料の結晶粒径（Ｄ）におけるＺｎ濃度依存性を示
す。Ｚｎの添加効果により結晶粒径がわずかながら減少
する傾向が見られた。図１５はＺｎを添加した本発明組
成系合金試料の磁歪（λｓ）におけるＺｎ濃度依存性を
示す。Ｚｎの添加効果により明らかに磁歪が減少する傾
向が見られるが、変化量はわずかである。
【００４８】図１６はＦｅ85.75Ｚｒ2Ｎｂ4Ｂ8.25なる
組成の合金試料にＺｎを０.１２原子％あるいは０.１３
原子％添加した試料について鉄損を交流磁化特性測定装
置により測定した結果を比較例のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13の組
成の薄帯試料の数値と比較して示した。図１５に示す結
果から明らかなように、本発明試料の鉄損が比較例の試
料に比べて少ない鉄損を示すことが明らかになった。な
お、本発明試料は鉄損において１.５Ｔにおいて０.１Ｗ
／ｋｇを下回っていることが明らかであり、ケイ素鋼板
の１／１０程度の優れた値、Ｆｅ系アモルファスの数分
の一の優れた値であることが明らかである。
組成の合金試料にＺｎを０.１２原子％あるいは０.１３
原子％添加した試料について鉄損を交流磁化特性測定装
置により測定した結果を比較例のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13の組
成の薄帯試料の数値と比較して示した。図１５に示す結
果から明らかなように、本発明試料の鉄損が比較例の試
料に比べて少ない鉄損を示すことが明らかになった。な
お、本発明試料は鉄損において１.５Ｔにおいて０.１Ｗ
／ｋｇを下回っていることが明らかであり、ケイ素鋼板
の１／１０程度の優れた値、Ｆｅ系アモルファスの数分
の一の優れた値であることが明らかである。
【００４９】図１７はＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較
例試料と、Ｆｅ85Ｚｒ1.75Ｎｂ4.25Ｂ9なる組成の比較
例試料と、Ｆｅ85.5Ｚｒ2Ｎｂ4Ｂ8.5なる組成の比較例
試料と、Ｆｅ85.75Ｚｒ2.25Ｎｂ3.75Ｂ8.25なる組成の
比較例試料と、（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ
0.04Ｂ0.0825）99.88Ｚｎ0.12なる組成の本発明合金試
料の鉄損の経時変化（２００℃に所定時間加熱後、常温
に戻して測定）を示す。図１７に示す結果から明らかな
ように本発明試料は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較
例試料よりもはるかに小さな鉄損のまま、ほとんど経時
変化しない優れた特性を発揮した。また、Ｚｎを添加し
ていないほぼ同等の組成の比較例試料と比べると、更に
低い鉄損で変化率も低いことが明らかである。なお、こ
の例の試料は鉄損で０.１ｗ／ｋｇを下回る優れた値を
３００時間加熱後も示している。
例試料と、Ｆｅ85Ｚｒ1.75Ｎｂ4.25Ｂ9なる組成の比較
例試料と、Ｆｅ85.5Ｚｒ2Ｎｂ4Ｂ8.5なる組成の比較例
試料と、Ｆｅ85.75Ｚｒ2.25Ｎｂ3.75Ｂ8.25なる組成の
比較例試料と、（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ
0.04Ｂ0.0825）99.88Ｚｎ0.12なる組成の本発明合金試
料の鉄損の経時変化（２００℃に所定時間加熱後、常温
に戻して測定）を示す。図１７に示す結果から明らかな
ように本発明試料は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較
例試料よりもはるかに小さな鉄損のまま、ほとんど経時
変化しない優れた特性を発揮した。また、Ｚｎを添加し
ていないほぼ同等の組成の比較例試料と比べると、更に
低い鉄損で変化率も低いことが明らかである。なお、こ
の例の試料は鉄損で０.１ｗ／ｋｇを下回る優れた値を
３００時間加熱後も示している。
【００５０】更に、表１と表２に図１７で用いた各試料
の鉄損と保磁力と透磁率の経過時間依存性を示す。表１
と表２に示す結果から明らかなように、Ｚｎを添加した
本発明に係る試料の鉄損の値自体（０.０８４〜０.９
０）が低く、変化率も少なく、保磁力も小さく（０.０
３８）、透磁率も優れている（６０９００〜６１２０
０）ことが明らかである。
の鉄損と保磁力と透磁率の経過時間依存性を示す。表１
と表２に示す結果から明らかなように、Ｚｎを添加した
本発明に係る試料の鉄損の値自体（０.０８４〜０.９
０）が低く、変化率も少なく、保磁力も小さく（０.０
３８）、透磁率も優れている（６０９００〜６１２０
０）ことが明らかである。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】図１８は図１７で用いた試料と同一組成の
試料を用い、３２０℃所定時間加熱後の室温での鉄損測
定結果を示し、図１９は図１８に示す鉄損の時間変化率
を示す。図１８と図１９に示す結果から、本発明試料
は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較例試料よりもはる
かに小さな鉄損変化率を示し、Ｚｎを含まないＦｅ
85.75Ｚｒ2.25Ｎｂ3.75Ｂ8.25なる組成の比較例試料よ
りも更に低い鉄損変化率を示すことが明らかとなった。
これらのことから、ＦｅＮｂＺｒＢ系の合金にＺｎを本
発明で規定する範囲の少量添加することで、鉄損を更に
低い値にすることができると同時に、鉄損の経時変化率
も低くできることが判明した。
試料を用い、３２０℃所定時間加熱後の室温での鉄損測
定結果を示し、図１９は図１８に示す鉄損の時間変化率
を示す。図１８と図１９に示す結果から、本発明試料
は、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較例試料よりもはる
かに小さな鉄損変化率を示し、Ｚｎを含まないＦｅ
85.75Ｚｒ2.25Ｎｂ3.75Ｂ8.25なる組成の比較例試料よ
りも更に低い鉄損変化率を示すことが明らかとなった。
これらのことから、ＦｅＮｂＺｒＢ系の合金にＺｎを本
発明で規定する範囲の少量添加することで、鉄損を更に
低い値にすることができると同時に、鉄損の経時変化率
も低くできることが判明した。
【００５４】図２０は、それぞれ板厚２０μｍの薄帯試
料であって、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較例試料
と、Ｆｅ84Ｚｒ3.5Ｎｂ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の比較例試
料と、Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の比較例試料と、Ｆｅ84
Ｎｂ7Ｂ9なる組成の比較例試料と、Ｆｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ
9Ｎｂ3Ｃｕ1なる組成の比較例試料と、Ｆｅ85.5Ｚｒ2Ｎ
ｂ4Ｂ8なる組成の比較例試料と、（Ｆｅ0.855Ｚｒ0.02
Ｎｂ0.04Ｂ0.085）99.86Ｚｎ0.14なる組成の本発明合金
試料について、曲げ直径（Ｄｆ：ｍｍ：どの程度の曲げ
半径まで破壊することなく曲げ加工可能であったかどう
か）と破壊歪（λｆ：１０-3：破壊時の歪）の値を示
す。
料であって、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較例試料
と、Ｆｅ84Ｚｒ3.5Ｎｂ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の比較例試
料と、Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の比較例試料と、Ｆｅ84
Ｎｂ7Ｂ9なる組成の比較例試料と、Ｆｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ
9Ｎｂ3Ｃｕ1なる組成の比較例試料と、Ｆｅ85.5Ｚｒ2Ｎ
ｂ4Ｂ8なる組成の比較例試料と、（Ｆｅ0.855Ｚｒ0.02
Ｎｂ0.04Ｂ0.085）99.86Ｚｎ0.14なる組成の本発明合金
試料について、曲げ直径（Ｄｆ：ｍｍ：どの程度の曲げ
半径まで破壊することなく曲げ加工可能であったかどう
か）と破壊歪（λｆ：１０-3：破壊時の歪）の値を示
す。
【００５５】この場合の曲げ変形は、２本のロッドと薄
帯試料を用い、２本のロッドの間にロッド配置した薄帯
を挟み、２本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に
折り曲げるものとし、このように山状に折り曲げていっ
た場合に薄帯が折れて切れたときのロッドの端面間の距
離をＬとし、薄帯の厚さをｔとした場合に、ｔ／（Ｌ−
ｔ）の値を破壊歪（λｆ）と定義することとした。その
結果を図２０に示す。図２０から図２０に示す組成の本
発明試料は５１０〜５２０℃の適切な熱処理温度であれ
ば、曲げ直径を小さくすることができ、破壊しにくいも
のを得ることができた。なお、熱処理温度はそれぞれの
組成系において結晶化温度に違いがあるので、図２０に
示すように温度が異なることになるが、熱処理時の昇温
速度は各試料とも１８０℃／分とし、規定の熱処理温度
に５分間保持した後に冷却する処理とした。これらの破
壊曲げ特性が優れているということは、軟磁性合金の薄
帯を巻回してトランスを構成する場合に、薄帯に亀裂が
入ることがないなどの面で有効であり、曲げ直径が小さ
いほど小さな半径で巻回しても薄帯が破壊しにくいこと
を意味する。
帯試料を用い、２本のロッドの間にロッド配置した薄帯
を挟み、２本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に
折り曲げるものとし、このように山状に折り曲げていっ
た場合に薄帯が折れて切れたときのロッドの端面間の距
離をＬとし、薄帯の厚さをｔとした場合に、ｔ／（Ｌ−
ｔ）の値を破壊歪（λｆ）と定義することとした。その
結果を図２０に示す。図２０から図２０に示す組成の本
発明試料は５１０〜５２０℃の適切な熱処理温度であれ
ば、曲げ直径を小さくすることができ、破壊しにくいも
のを得ることができた。なお、熱処理温度はそれぞれの
組成系において結晶化温度に違いがあるので、図２０に
示すように温度が異なることになるが、熱処理時の昇温
速度は各試料とも１８０℃／分とし、規定の熱処理温度
に５分間保持した後に冷却する処理とした。これらの破
壊曲げ特性が優れているということは、軟磁性合金の薄
帯を巻回してトランスを構成する場合に、薄帯に亀裂が
入ることがないなどの面で有効であり、曲げ直径が小さ
いほど小さな半径で巻回しても薄帯が破壊しにくいこと
を意味する。
【００５６】図２１は磁化の温度変化により求めた非晶
質相のキュリー温度におけるＺｎ濃度依存性を示し、図
２２は熱処理を施していない急冷状態のままの合金のキ
ュリー温度におけるＺｎ濃度依存性を示す。熱処理を施
していない試料においては、Ｚｎ濃度の変化に伴うキュ
リー温度の変化は認められないが、これはＺｎ濃度が低
いためであると思われる。一方、５１０℃で熱処理した
後においては、Ｚｎ濃度の増加に伴ってキュリー温度の
増加が見られる。これは熱処理を施すことにより、ｂｃ
ｃＦｅの相が析出し、残部の非晶質相の組織が変化する
ためであると想定される。本発明者らは、これらの試料
のＴＥＭ観察と組成分析の結果、残留非晶質相へＺｎが
濃化していることを知見した。このＺｎの濃化が非晶質
相のキュリー温度を上昇させているものと思われる。本
発明者らは、残留非晶質相のキュリー温度を上げること
がｂｃｃＦｅ相間の交換結合を上昇させることにつなが
り、透磁率の増加および保磁力の低下につながるものと
推定している。
質相のキュリー温度におけるＺｎ濃度依存性を示し、図
２２は熱処理を施していない急冷状態のままの合金のキ
ュリー温度におけるＺｎ濃度依存性を示す。熱処理を施
していない試料においては、Ｚｎ濃度の変化に伴うキュ
リー温度の変化は認められないが、これはＺｎ濃度が低
いためであると思われる。一方、５１０℃で熱処理した
後においては、Ｚｎ濃度の増加に伴ってキュリー温度の
増加が見られる。これは熱処理を施すことにより、ｂｃ
ｃＦｅの相が析出し、残部の非晶質相の組織が変化する
ためであると想定される。本発明者らは、これらの試料
のＴＥＭ観察と組成分析の結果、残留非晶質相へＺｎが
濃化していることを知見した。このＺｎの濃化が非晶質
相のキュリー温度を上昇させているものと思われる。本
発明者らは、残留非晶質相のキュリー温度を上げること
がｂｃｃＦｅ相間の交換結合を上昇させることにつなが
り、透磁率の増加および保磁力の低下につながるものと
推定している。
【００５７】図２３は（Ｆｅ0.86Ｎｂ0.07Ｂ0.07）
100-zＺｎzなる組成の軟磁性合金の保磁力におけるＺｎ
濃度依存性を示すが、Ｚｎの添加により保磁力が小さく
なる傾向にあることが明らかであり、Ｚｎ濃度０.０４
〜０.０７原子％の範囲で保磁力が最小レベルとなり、
Ｚｎ濃度の上昇に伴って保磁力は徐々に上昇するが、
０.１２原子％の試料でもＺｎを添加していない試料よ
りも低い保磁力を示した。図２４は同組成の軟磁性合金
の透磁率におけるＺｎ濃度依存性を示すが、Ｚｎを添加
することにより透磁率が向上し、０.０７原子％で最大
を示し、その後徐々に透磁率が低下することが明らかに
なった。
100-zＺｎzなる組成の軟磁性合金の保磁力におけるＺｎ
濃度依存性を示すが、Ｚｎの添加により保磁力が小さく
なる傾向にあることが明らかであり、Ｚｎ濃度０.０４
〜０.０７原子％の範囲で保磁力が最小レベルとなり、
Ｚｎ濃度の上昇に伴って保磁力は徐々に上昇するが、
０.１２原子％の試料でもＺｎを添加していない試料よ
りも低い保磁力を示した。図２４は同組成の軟磁性合金
の透磁率におけるＺｎ濃度依存性を示すが、Ｚｎを添加
することにより透磁率が向上し、０.０７原子％で最大
を示し、その後徐々に透磁率が低下することが明らかに
なった。
【００５８】図２５は（Ｆｅ0.86Ｚｒ0.02Ｎｂ0.04Ｂ
0.08）100-zＺｎzなる組成の軟磁性合金の保磁力におけ
るＺｎ濃度依存性を示すが、図２３に示す合金の試験結
果と同じく、Ｚｎの添加により保磁力が最小値を有し、
０.１３３原子％Ｚｎ添加した試料は、Ｚｎ添加なしの
試料に比べて約６５％の低い値を示すことから、Ｚｎを
添加することによって保磁力が低減できることが明らか
になった。図２６は同組成の軟磁性合金の透磁率におけ
るＺｎ濃度依存性を示すが、Ｚｎを添加することにより
透磁率が向上し、０.１３３原子％を添加することで透
磁率が最大値を示すことが明らかになった。また、Ｚｎ
添加量に関し、０.０２５原子％添加した試料において
は２９８２１の高い値を示し、０.１９原子％を添加し
た試料にあっても３１７６９を超える優れた透磁率を示
した。これらのことから、３００００以上の高い透磁率
を得るためには、０.０２５原子％を超える量のＺｎを
添加することが重要であり、０.２原子％以下の量のＺ
ｎを添加することが重要であることがわかる。図２５と
図２６に示す保磁力と透磁率の試験結果が図２３と図２
４に示す試験結果よりも優れているのは、各試験で用い
た試料のＺｒとＮｂの含有割合を軟磁気特性が良好とな
りやすい更に望ましい範囲としたためである。
0.08）100-zＺｎzなる組成の軟磁性合金の保磁力におけ
るＺｎ濃度依存性を示すが、図２３に示す合金の試験結
果と同じく、Ｚｎの添加により保磁力が最小値を有し、
０.１３３原子％Ｚｎ添加した試料は、Ｚｎ添加なしの
試料に比べて約６５％の低い値を示すことから、Ｚｎを
添加することによって保磁力が低減できることが明らか
になった。図２６は同組成の軟磁性合金の透磁率におけ
るＺｎ濃度依存性を示すが、Ｚｎを添加することにより
透磁率が向上し、０.１３３原子％を添加することで透
磁率が最大値を示すことが明らかになった。また、Ｚｎ
添加量に関し、０.０２５原子％添加した試料において
は２９８２１の高い値を示し、０.１９原子％を添加し
た試料にあっても３１７６９を超える優れた透磁率を示
した。これらのことから、３００００以上の高い透磁率
を得るためには、０.０２５原子％を超える量のＺｎを
添加することが重要であり、０.２原子％以下の量のＺ
ｎを添加することが重要であることがわかる。図２５と
図２６に示す保磁力と透磁率の試験結果が図２３と図２
４に示す試験結果よりも優れているのは、各試験で用い
た試料のＺｒとＮｂの含有割合を軟磁気特性が良好とな
りやすい更に望ましい範囲としたためである。
【００５９】次に表３はＦｅＮｂＢ系合金試料とＦｅＺ
ｒＢ系合金試料とＦｅＨｆＢ系合金試料とＦｅＺｒＮｂ
Ｂ系合金試料に対してＺｎを規定量添加した場合の透磁
率（μ’：１ｋＨｚ）と保磁力（Ｈｃ：Ｏｅ）と飽和磁
束密度（Ｂ10：Ｔ）の値を実施例として記載した。ま
た、Ｚｎを添加していない試料については、比較例とし
て表３に併記した。
ｒＢ系合金試料とＦｅＨｆＢ系合金試料とＦｅＺｒＮｂ
Ｂ系合金試料に対してＺｎを規定量添加した場合の透磁
率（μ’：１ｋＨｚ）と保磁力（Ｈｃ：Ｏｅ）と飽和磁
束密度（Ｂ10：Ｔ）の値を実施例として記載した。ま
た、Ｚｎを添加していない試料については、比較例とし
て表３に併記した。
【００６０】
【表３】
【００６１】表３においてＦｅＮｂＢ系のＮｏ.１６の
試料にＺｎを０.０７原子％添加したものがＮｏ.１０の
試料であり、ＦｅＺｒＢ系のＮｏ.１７の試料にＺｎを
０.１原子％添加したものがＮｏ.１１の試料であり、Ｆ
ｅＨｆＢ系のＮｏ.１８の試料にＺｎを０.１原子％添加
したものがＮｏ.１２の試料であり、同様にＮｏ.１９の
試料にＺｎを０.１３原子％添加したものがＮｏ.１３の
試料であり、Ｎｏ.２０の試料にＺｎを０.１３原子％添
加したものがＮｏ.１４の試料であり、Ｎｏ.２１の試料
にＺｎを０.１４原子％添加したものがＮｏ.１５の試料
である。表３に示す結果から、いずれの組成系において
も、Ｚｎを添加することで著しく透磁率が向上し、保磁
力が低くなるとともに、飽和磁束密度は１.６Ｔ前後の
優れた値を示すことが明らかとなった。
試料にＺｎを０.０７原子％添加したものがＮｏ.１０の
試料であり、ＦｅＺｒＢ系のＮｏ.１７の試料にＺｎを
０.１原子％添加したものがＮｏ.１１の試料であり、Ｆ
ｅＨｆＢ系のＮｏ.１８の試料にＺｎを０.１原子％添加
したものがＮｏ.１２の試料であり、同様にＮｏ.１９の
試料にＺｎを０.１３原子％添加したものがＮｏ.１３の
試料であり、Ｎｏ.２０の試料にＺｎを０.１３原子％添
加したものがＮｏ.１４の試料であり、Ｎｏ.２１の試料
にＺｎを０.１４原子％添加したものがＮｏ.１５の試料
である。表３に示す結果から、いずれの組成系において
も、Ｚｎを添加することで著しく透磁率が向上し、保磁
力が低くなるとともに、飽和磁束密度は１.６Ｔ前後の
優れた値を示すことが明らかとなった。
【００６２】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、Ｆ
ｅを主成分として含み、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの１種以上を含み、更にＢとＺｎを含
み、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径１００
ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部は非
晶質合金からなるので、高い飽和磁束密度と透磁率を併
せ持つとともに、Ｚｎの添加効果により透磁率が一層向
上され、保磁力も低いとともに、破壊歪が大きく、曲げ
に強い高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金を提供で
きる。より具体的には、本発明において、成分元素の含
有量を調節することにより、３２０℃で１００時間加熱
による鉄損の変化率が２０％以下、飽和磁束密度１.５
Ｔ以上、透磁率３００００以上の優れた特性を兼ね備え
た高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金が得られる。
ｅを主成分として含み、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの１種以上を含み、更にＢとＺｎを含
み、組織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径１００
ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部は非
晶質合金からなるので、高い飽和磁束密度と透磁率を併
せ持つとともに、Ｚｎの添加効果により透磁率が一層向
上され、保磁力も低いとともに、破壊歪が大きく、曲げ
に強い高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金を提供で
きる。より具体的には、本発明において、成分元素の含
有量を調節することにより、３２０℃で１００時間加熱
による鉄損の変化率が２０％以下、飽和磁束密度１.５
Ｔ以上、透磁率３００００以上の優れた特性を兼ね備え
た高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金が得られる。
【００６３】次に本発明は、組成式（Ｆｅ1-a Ｑ a）b
Ｂx Ｍy Ｚｎzにより、あるいは、組成式Ｆｅb Ｂx Ｍy
Ｚｎzにより、あるいは、組成式（Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂ
xＭy Ｚｎz Ｍ’uにより、あるいは、組成式Ｆｅb Ｂx
Ｍy Ｚｎzにより表され、ＱはＣｏ、Ｎｉの１種以上で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの１種以上であり、Ｍ’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの
中から選ばれた１種以上であり、a≦０.０５、８０原子
％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦
７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％の範囲で
あるならば、高い飽和磁束密度と透磁率を併せ持つとと
もに、Ｚｎの添加効果により透磁率が一層向上され、保
磁力も低いとともに、破壊歪が大きく、曲げに強い高飽
和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金を提供できる。
Ｂx Ｍy Ｚｎzにより、あるいは、組成式Ｆｅb Ｂx Ｍy
Ｚｎzにより、あるいは、組成式（Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂ
xＭy Ｚｎz Ｍ’uにより、あるいは、組成式Ｆｅb Ｂx
Ｍy Ｚｎzにより表され、ＱはＣｏ、Ｎｉの１種以上で
あり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの１種以上であり、Ｍ’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの
中から選ばれた１種以上であり、a≦０.０５、８０原子
％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子％≦ｙ≦
７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％の範囲で
あるならば、高い飽和磁束密度と透磁率を併せ持つとと
もに、Ｚｎの添加効果により透磁率が一層向上され、保
磁力も低いとともに、破壊歪が大きく、曲げに強い高飽
和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金を提供できる。
【００６４】より具体的に前記組成範囲で元素Ｍの含有
量を調整することでは、３２０℃で１００時間加熱によ
る鉄損の変化率が２０％以下、飽和磁束密度１.５Ｔ以
上、透磁率３００００以上の優れた特性を兼ね備えた高
飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金が確実に得られ
る。また、前述の各組成の高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系
軟磁性合金であるならば、１０×１０-3以上の破壊歪が
得られ、曲げにも強いものが得られる。
量を調整することでは、３２０℃で１００時間加熱によ
る鉄損の変化率が２０％以下、飽和磁束密度１.５Ｔ以
上、透磁率３００００以上の優れた特性を兼ね備えた高
飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金が確実に得られ
る。また、前述の各組成の高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系
軟磁性合金であるならば、１０×１０-3以上の破壊歪が
得られ、曲げにも強いものが得られる。
【図１】 本発明合金を製造するための装置の一例の一
部を断面とした構成図である。
部を断面とした構成図である。
【図２】 本発明合金を製造する場合に用いたるつぼに
投入したＺｎ量と得られた合金薄帯試料のＺｎ分析値の
関係を示す図である。
投入したＺｎ量と得られた合金薄帯試料のＺｎ分析値の
関係を示す図である。
【図３】 図３は本発明組成系の（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02
Ｎｂ0.04Ｂ0.0825） 99.88Ｚｎ0.12なる組成の試料の熱
処理前後におけるＸ線回折図形である。
Ｎｂ0.04Ｂ0.0825） 99.88Ｚｎ0.12なる組成の試料の熱
処理前後におけるＸ線回折図形である。
【図４】 本発明組成系に類似する組成系のＦｅcＺｒd
ＮｂeＢfなる組成の試料の保磁力を測定した結果と、こ
の組成系に対して０.０３４〜０.１４２原子％の範囲で
Ｚｎを添加した組成系の（ＦｅcＺｒdＮｂeＢf）100-z
Ｚｎzなる組成の試料の保磁力を測定した結果を示す三
角組成図である。
ＮｂeＢfなる組成の試料の保磁力を測定した結果と、こ
の組成系に対して０.０３４〜０.１４２原子％の範囲で
Ｚｎを添加した組成系の（ＦｅcＺｒdＮｂeＢf）100-z
Ｚｎzなる組成の試料の保磁力を測定した結果を示す三
角組成図である。
【図５】 図５は図４に試験結果を示す試料と同一組成
の試料に対して１ｋＨｚでの透磁率（μ’：透磁率の実
数部）を測定した結果を示す三角組成図である。
の試料に対して１ｋＨｚでの透磁率（μ’：透磁率の実
数部）を測定した結果を示す三角組成図である。
【図６】 図６は図４に試験結果を示す試料と同一組成
の試料に対して印加磁場１０ Ｏｅを印加して得られた
磁化曲線から求められる飽和磁束密度（Ｂ10）を示す三
角組成図である。
の試料に対して印加磁場１０ Ｏｅを印加して得られた
磁化曲線から求められる飽和磁束密度（Ｂ10）を示す三
角組成図である。
【図７】 図７は先の試料の残留磁束密度（Ｂｒ）の測
定結果を示す三角組成図である。
定結果を示す三角組成図である。
【図８】 図８は先の試料の第１の結晶化温度（Ｔx1は
ｂｃｃＦｅの結晶化温度）を示す三角組成図である。
ｂｃｃＦｅの結晶化温度）を示す三角組成図である。
【図９】 図９は先の試料の中間の結晶化温度（Ｔx1’
は化合物相の結晶化温度）を示す三角組成図である。
は化合物相の結晶化温度）を示す三角組成図である。
【図１０】 図１０は先の試料の第２の結晶化温度（Ｔ
x2は化合物相の結晶化温度）を示す三角組成図である。
x2は化合物相の結晶化温度）を示す三角組成図である。
【図１１】 図１１は先の試料において、Ｔx2−Ｔx1で
示されるΔＴxを示す三角組成図である。
示されるΔＴxを示す三角組成図である。
【図１２】 図１２は本発明組成に類似する組成系でＺ
ｎを含まない組成系の試料の結晶粒径を示す三角組成図
である。
ｎを含まない組成系の試料の結晶粒径を示す三角組成図
である。
【図１３】 図１３は本発明組成に類似する組成系でＺ
ｎを含まない組成系の試料の磁歪（λｓ）を示す三角組
成図である。
ｎを含まない組成系の試料の磁歪（λｓ）を示す三角組
成図である。
【図１４】 図１４は、Ｚｎを添加した本発明組成系合
金試料の結晶粒径（Ｄ）におけるＺｎ濃度依存性を示す
図である。
金試料の結晶粒径（Ｄ）におけるＺｎ濃度依存性を示す
図である。
【図１５】 図１５はＺｎを添加した本発明組成系合金
試料の磁歪（λｓ）におけるＺｎ濃度依存性を示す図で
ある。
試料の磁歪（λｓ）におけるＺｎ濃度依存性を示す図で
ある。
【図１６】 図１６はＦｅ85.75Ｚｒ2Ｎｂ4Ｂ8.25なる
組成の合金試料にＺｎを０.１２原子％あるいは０.１３
原子％添加した試料について鉄損を交流磁化特性測定装
置により測定した結果を比較例のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13の組
成の薄帯試料の数値と比較して示した図である。
組成の合金試料にＺｎを０.１２原子％あるいは０.１３
原子％添加した試料について鉄損を交流磁化特性測定装
置により測定した結果を比較例のＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13の組
成の薄帯試料の数値と比較して示した図である。
【図１７】 図１７はＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成の比較
例試料と、Ｆｅ85.75Ｚｒ2.25Ｎｂ3.75Ｂ8.25なる組成
の比較例試料と、（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0. 04Ｂ
0.0825）99.88Ｚｎ0.12なる組成の本発明合金試料の鉄
損の経時変化（２００℃加熱後、常温で測定）を示す図
である。
例試料と、Ｆｅ85.75Ｚｒ2.25Ｎｂ3.75Ｂ8.25なる組成
の比較例試料と、（Ｆｅ0.8575Ｚｒ0.02Ｎｂ0. 04Ｂ
0.0825）99.88Ｚｎ0.12なる組成の本発明合金試料の鉄
損の経時変化（２００℃加熱後、常温で測定）を示す図
である。
【図１８】 図１８は図１７で用いた試料と同一組成の
試料を用い、３２０℃所定時間加熱後の室温での鉄損を
示す図である。
試料を用い、３２０℃所定時間加熱後の室温での鉄損を
示す図である。
【図１９】 図１９は図１８に示す鉄損の時間変化率を
示す図である。
示す図である。
【図２０】 図２０は、それぞれ板厚２０μｍの薄帯試
料であって、種々の組成の比較例試料と、本発明合金試
料について、曲げ直径と破壊歪の値を示す図である。
料であって、種々の組成の比較例試料と、本発明合金試
料について、曲げ直径と破壊歪の値を示す図である。
【図２１】 図２１は磁化の温度変化により求めた非晶
質相のキュリー温度の変化についてＺｎ濃度依存性を示
す図である。
質相のキュリー温度の変化についてＺｎ濃度依存性を示
す図である。
【図２２】 図２２は磁化の温度変化により求めた薄帯
試料のキュリー温度の変化についてＺｎ濃度依存性を示
す図である。
試料のキュリー温度の変化についてＺｎ濃度依存性を示
す図である。
【図２３】 図２３はＦｅＮｂＢ系合金の保磁力のＺｎ
濃度依存性を示す図である。
濃度依存性を示す図である。
【図２４】 図２４はＦｅＮｂＢ系合金の透磁率のＺｎ
濃度依存性を示す図である。
濃度依存性を示す図である。
【図２５】 図２５はＦｅＺｒＮｂＢ系合金の保磁力の
Ｚｎ濃度依存性を示す図である。
Ｚｎ濃度依存性を示す図である。
【図２６】 図２６はＦｅＺｒＮｂＢ系合金の透磁率の
Ｚｎ濃度依存性を示す図である。
Ｚｎ濃度依存性を示す図である。
１・・・真空ポンプ、２・・・チャンバ、３・・・冷却ロール、
５・・・ノズル、６・・・るつぼ、７、８・・・ガス供給源、９・
・・加熱ヒータ、１０・・・溶湯。
５・・・ノズル、６・・・るつぼ、７、８・・・ガス供給源、９・
・・加熱ヒータ、１０・・・溶湯。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｇ１１Ｂ 5/127 Ｇ１１Ｂ 5/127 Ｆ (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 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号 Ｆターム(参考） 5D093 BB18 BC18 JA01 JC06 JC12
Claims (6)
- 【請求項１】 次式で示される組成からなり、組織の少
なくとも５０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂ
ｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相か
らなり、前記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は合金を急冷し、
ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶質相を結晶
化温度以上に加熱後に冷却されて析出されたものである
ことを特徴とする高飽和磁束密度低鉄損Ｆe系軟磁性合
金。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、組成比を
示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、 a≦０.０５、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原
子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ
≦０.２原子％である。 - 【請求項２】 次式で示される組成からなり、組織の少
なくとも５０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂ
ｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相か
らなり、前記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は合金を急冷し、
ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶質相を結晶
化温度以上に加熱後に冷却されて析出されたものである
ことを特徴とする高飽和磁束密度低鉄損Ｆe系軟磁性合
金。 Ｆｅb Ｂx Ｍy Ｚｎz 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、ｚは、 ８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子
％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子％
である。 - 【請求項３】 次式で示される組成からなり、組織の少
なくとも５０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂ
ｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相か
らなり、前記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は合金を急冷し、
ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶質相を結晶
化温度以上に加熱後に冷却されて析出されたものである
ことを特徴とする高飽和磁束密度低鉄損Ｆe系軟磁性合
金。 （Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ
はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの中
から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、 Ｍ’は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、
ｙ、ｚ、ｕは、 a≦０.０５、８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原
子％、５原子％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ
≦０.２原子％、u≦５原子％である。 - 【請求項４】 次式で示される組成からなり、組織の少
なくとも５０％以上が平均結晶粒径１００ｎｍ以下のｂ
ｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相か
らなり、前記ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は合金を急冷し、
ほぼ非晶質相の単相組織とした後、前記非晶質相を結晶
化温度以上に加熱後に冷却されて析出されたものである
ことを特徴とする高飽和磁束密度低鉄損Ｆe系軟磁性合
金。 Ｆｅ b Ｂx Ｍy Ｚｎz Ｍ’u 但しＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗの中 から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、
Ｍ’は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの中から選ばれた１種
又は２種以上の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｕは、 ８０原子％≦b、５原子％≦ｘ≦１２.５原子％、５原子
％≦ｙ≦７原子％、０.０２５原子％≦ｚ≦０.２原子
％、u≦５原子％である。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の高飽和
磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金において、３２０℃で
１００時間加熱による鉄損の変化率が２０％以下、飽和
磁束密度１.５Ｔ以上、透磁率３００００以上を示すこ
とを特徴とする高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合
金。 - 【請求項６】 破壊歪が１０×１０-3以上であることを
特徴とする請求項１から５のいずれかに記載の高飽和磁
束密度低鉄損Ｆe系軟磁性合金。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP10319663A JP2000144346A (ja) | 1998-11-10 | 1998-11-10 | 高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金 |
| EP99308538A EP1001437A1 (en) | 1998-11-10 | 1999-10-28 | Fe-based soft magnetic alloy , magnetic core using the same, and method for making the same |
| KR10-1999-0049478A KR100366827B1 (ko) | 1998-11-10 | 1999-11-09 | 고포화 자속밀도 저철손 Ｆｅ 기 연자성 합금 및 그것을사용한 자심 및 그 제조방법 |
| CN99122492A CN1253364A (zh) | 1998-11-10 | 1999-11-10 | 高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金和使用它的磁芯及制法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10319663A JP2000144346A (ja) | 1998-11-10 | 1998-11-10 | 高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144346A true JP2000144346A (ja) | 2000-05-26 |
Family
ID=18112820
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10319663A Withdrawn JP2000144346A (ja) | 1998-11-10 | 1998-11-10 | 高飽和磁束密度低鉄損Ｆｅ系軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000144346A (ja) |
-
1998
- 1998-11-10 JP JP10319663A patent/JP2000144346A/ja not_active Withdrawn
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