JP2000144347A - Ｆｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調整方法 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調整方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したまま
で磁歪が制御できるＦｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調
整方法の提供。 【解決手段】 下記のいずれかの組成式により示される
ことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,
Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｔは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５、０≦ｔ≦５である。
で磁歪が制御できるＦｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調
整方法の提供。 【解決手段】 下記のいずれかの組成式により示される
ことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,
Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｔは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５、０≦ｔ≦５である。
Description
【発明の詳細な説明】
【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Ｆｅ基軟磁性合金
及びその磁歪の調整方法に関する。
ンス、チョークコイル等に用いられるＦｅ基軟磁性合金
及びその磁歪の調整方法に関する。
【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。 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（Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ合金）、パーマロイ（Ｆｅ-Ｎｉ合
金）、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦ
ｅ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。
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。 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（Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ合金）、パーマロイ（Ｆｅ-Ｎｉ合
金）、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦ
ｅ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。
【０００３】
【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、小型化が必要であ
るため、高性能の磁性材料が望まれている。ところが、
前述のセンダストは、軟磁気特性には優れているもの
の、飽和磁束密度が約１１ｋＧ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８ｋＧ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。
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、小型化が必要であ
るため、高性能の磁性材料が望まれている。ところが、
前述のセンダストは、軟磁気特性には優れているもの
の、飽和磁束密度が約１１ｋＧ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８ｋＧ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。
【０００４】更に、前述の非晶質合金において、Ｃｏ基
合金は軟磁気特性に優れているものの、飽和磁束密度が
１０ｋＧ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、１５ｋＧ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
金の熱安定性は充分でなく、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。
合金は軟磁気特性に優れているものの、飽和磁束密度が
１０ｋＧ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、１５ｋＧ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
金の熱安定性は充分でなく、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。
【０００５】そこで本発明者らは、上記の問題を解決し
た高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金を特開平５−９３２
４９号（特願平２−１０８３０８号）において特許出願
している。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Ｆ
ｅ系軟磁性合金であった。 （Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素
であり、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含
み、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、f
≦０.０５、g≦９２原子％、 h＝０.５〜１６原子％、i
＝４〜１０原子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
た高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金を特開平５−９３２
４９号（特願平２−１０８３０８号）において特許出願
している。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Ｆ
ｅ系軟磁性合金であった。 （Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素
であり、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含
み、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、f
≦０.０５、g≦９２原子％、 h＝０.５〜１６原子％、i
＝４〜１０原子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
【０００６】また、上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。 Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は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、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、g
≦９２原子％、h＝０.５〜１６原子％、i＝４〜１０原
子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
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。 Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は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、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、g
≦９２原子％、h＝０.５〜１６原子％、i＝４〜１０原
子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
【０００７】次に、本発明者らは、上記合金の発展型の
合金として、特開平４−３３３５４６号（特願平２−２
３０１３５号）において以下に示す組成の合金について
特許出願を行なっている。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
飽和磁束密度の合金であった。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｔy 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか又は両方であり、Ｔ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含み、ａ≦
０.０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝
４〜９原子％である。
合金として、特開平４−３３３５４６号（特願平２−２
３０１３５号）において以下に示す組成の合金について
特許出願を行なっている。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
飽和磁束密度の合金であった。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｔy 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか又は両方であり、Ｔ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含み、ａ≦
０.０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝
４〜９原子％である。
【０００８】また、上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もの
である。 Ｆｅb Ｂx Ｔy 但しＴは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗからなる群から選ばれた１種又は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、ｂ
≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子
％である。
は、次式で示される組成からなることを特徴とするもの
である。 Ｆｅb Ｂx Ｔy 但しＴは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗからなる群から選ばれた１種又は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、ｂ
≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子
％である。
【０００９】ところで、軟磁性合金を磁気ヘッドやトラ
ンス等のコア材として用いる場合には、液体急冷法等に
より作製した軟磁性合金薄帯をリング状に巻回あるいは
積層し、これを樹脂で被覆する絶縁加工等の種々の加工
が施されてた後用いられる。しかしながら特開平５−９
３２４９号の（Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2jなる組
成の軟磁性合金、Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2jなる組成の軟磁
性合金、特開平４−３３３５４６号に記載の（Ｆｅ1-a
Ｑa）b Ｂx Ｔyなる組成の軟磁性合金、ＦｅbＢx Ｔyな
る組成の軟磁性合金からなる薄帯を用いる場合において
は、上記絶縁のための樹脂の硬化収縮時に上記軟磁性合
金からなるコアに圧縮応力がかかり磁歪が生じ、これに
より磁気特性が変化し、目的とする磁気特性を有するも
のが得られにくいという問題があった。
ンス等のコア材として用いる場合には、液体急冷法等に
より作製した軟磁性合金薄帯をリング状に巻回あるいは
積層し、これを樹脂で被覆する絶縁加工等の種々の加工
が施されてた後用いられる。しかしながら特開平５−９
３２４９号の（Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2jなる組
成の軟磁性合金、Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2jなる組成の軟磁
性合金、特開平４−３３３５４６号に記載の（Ｆｅ1-a
Ｑa）b Ｂx Ｔyなる組成の軟磁性合金、ＦｅbＢx Ｔyな
る組成の軟磁性合金からなる薄帯を用いる場合において
は、上記絶縁のための樹脂の硬化収縮時に上記軟磁性合
金からなるコアに圧縮応力がかかり磁歪が生じ、これに
より磁気特性が変化し、目的とする磁気特性を有するも
のが得られにくいという問題があった。
【００１０】そこで、本発明者らは、先に出願した特開
平５−９３２４９号に記載の軟磁性合金について更に研
究を進め、これらの系に添加する元素の中でもＳｉ、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちから選ばれる元素をＦｅを主成分
とするｂｃｃ相中に固溶させることにより、磁歪を調整
できるようにしたＦｅ基軟磁性合金を特開平９−３６０
８号（特願平７−１４７８３８号）に特許出願してい
る。しかしながら特開平９−３６０８号に記載のＦｅ基
軟磁性合金においては、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相
（体心立方の結晶相）中にＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのう
ちから選ばれる元素を固溶させたものであるので、体心
立方の結晶相中に不純物が混在したものとなり、しかも
軟磁性合金中のＦｅやＮｉやＣｏの濃度の減少が大きく
なり、飽和磁束密度や透磁率が低下してしまうという問
題があった。
平５−９３２４９号に記載の軟磁性合金について更に研
究を進め、これらの系に添加する元素の中でもＳｉ、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちから選ばれる元素をＦｅを主成分
とするｂｃｃ相中に固溶させることにより、磁歪を調整
できるようにしたＦｅ基軟磁性合金を特開平９−３６０
８号（特願平７−１４７８３８号）に特許出願してい
る。しかしながら特開平９−３６０８号に記載のＦｅ基
軟磁性合金においては、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相
（体心立方の結晶相）中にＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのう
ちから選ばれる元素を固溶させたものであるので、体心
立方の結晶相中に不純物が混在したものとなり、しかも
軟磁性合金中のＦｅやＮｉやＣｏの濃度の減少が大きく
なり、飽和磁束密度や透磁率が低下してしまうという問
題があった。
【００１１】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
で、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪
が制御できるＦｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調整方法
を提供することを課題とする。
で、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪
が制御できるＦｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調整方法
を提供することを課題とする。
【００１２】
【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Ｆｅ基
軟磁性合金は、下記組成式により示されることを特徴と
する。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素であり、組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは原子％で、０≦ａ≦０．
２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、
０＜ｚ≦５である。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明のＦｅ基
軟磁性合金は、下記組成式により示されることを特徴と
する。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素であり、組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは原子％で、０≦ａ≦０．
２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、
０＜ｚ≦５である。
【００１３】また、本発明のＦｅ基軟磁性合金は、下記
組成式により示されることを特徴とするものであっても
よい。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,
Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｔは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５、０≦ｔ≦５である。
組成式により示されることを特徴とするものであっても
よい。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,
Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｔは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５、０≦ｔ≦５である。
【００１４】また、本発明のＦｅ基軟磁性合金の磁歪の
調整方法は、Ｆｅと、Ｔｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍ
ｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂ
を少なくとも含む合金溶湯を急冷することにより非晶質
合金を得た後、熱処理によりｂｃｃ構造のＦｅを主体と
する平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶相を析出さ
せてＦｅ基軟磁性合金を製造するに際して、上記合金溶
湯にさらにＹを含む希土類元素のうちから選ばれる１種
または２種以上の元素Ｒｅを添加し、このとき添加する
元素Ｒｅの種類と添加量を調整することにより、得られ
るＦｅ基軟磁性合金の磁歪を制御することを特徴とす
る。
調整方法は、Ｆｅと、Ｔｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍ
ｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂ
を少なくとも含む合金溶湯を急冷することにより非晶質
合金を得た後、熱処理によりｂｃｃ構造のＦｅを主体と
する平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶相を析出さ
せてＦｅ基軟磁性合金を製造するに際して、上記合金溶
湯にさらにＹを含む希土類元素のうちから選ばれる１種
または２種以上の元素Ｒｅを添加し、このとき添加する
元素Ｒｅの種類と添加量を調整することにより、得られ
るＦｅ基軟磁性合金の磁歪を制御することを特徴とす
る。
【００１５】本発明にあっては、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）
−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ
−Ｔ系の合金に、Ｙを含む希土類元素のうちの１種また
は２種以上の元素Ｒｅを添加することにより、高飽和磁
束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪が制御でき
る。
−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ
−Ｔ系の合金に、Ｙを含む希土類元素のうちの１種また
は２種以上の元素Ｒｅを添加することにより、高飽和磁
束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪が制御でき
る。
【００１６】それは、上記組成のＦｅ基軟磁性合金は、
Ｆｅと、Ｔｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂと、Ｙを含む
希土類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元
素Ｒｅと、必要によりさらにＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから
選ばれた１種または２種以上の元素Ｔを含む合金溶湯を
急冷することにより非晶質合金を得た後、熱処理により
ｂｃｃ構造のＦｅを主体とする平均結晶粒径３０ｎｍ以
下の微細な結晶相を析出させることにより得ることがで
きるが、結晶相であるＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体
心立方の相）は負の磁歪を示しており、非晶質相（アモ
ルファス相）は正の磁歪を示しているため、非晶質相の
体積分率をコントロールすることにより、得られるＦｅ
基軟磁性合金が示す磁歪を調整することができる。
Ｆｅと、Ｔｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂと、Ｙを含む
希土類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元
素Ｒｅと、必要によりさらにＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから
選ばれた１種または２種以上の元素Ｔを含む合金溶湯を
急冷することにより非晶質合金を得た後、熱処理により
ｂｃｃ構造のＦｅを主体とする平均結晶粒径３０ｎｍ以
下の微細な結晶相を析出させることにより得ることがで
きるが、結晶相であるＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体
心立方の相）は負の磁歪を示しており、非晶質相（アモ
ルファス相）は正の磁歪を示しているため、非晶質相の
体積分率をコントロールすることにより、得られるＦｅ
基軟磁性合金が示す磁歪を調整することができる。
【００１７】結晶相と非晶質相の体積分率をコントロー
ルする手段としては、Ｙを含む希土類元素のうちから選
ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅは非晶質形成能を
有する元素であるため、添加する元素Ｒｅの種類や添加
量を調整することによりＦｅ基軟磁性合金中の非晶質相
の体積分率をコントロールできる。その理由は、上記元
素Ｒｅは、上記Ｍとの親和力が強いため、Ｆｅを主成分
とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相
に残留し、また、用いる元素を変更することにより、Ｆ
ｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更することができるから
である。
ルする手段としては、Ｙを含む希土類元素のうちから選
ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅは非晶質形成能を
有する元素であるため、添加する元素Ｒｅの種類や添加
量を調整することによりＦｅ基軟磁性合金中の非晶質相
の体積分率をコントロールできる。その理由は、上記元
素Ｒｅは、上記Ｍとの親和力が強いため、Ｆｅを主成分
とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相
に残留し、また、用いる元素を変更することにより、Ｆ
ｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更することができるから
である。
【００１８】従って、絶縁のための樹脂の硬化収縮によ
る圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合
金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に
生じる磁歪を測定しておき、絶縁加工後に得られるＦｅ
基軟磁性合金が目的とする磁歪を示すように、（Ｆｅ又
はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−
Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や
添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が所望
の値を示すものを得ることができる。例えば、絶縁加工
後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得
るには、予め、絶縁のための樹脂の硬化収縮による圧縮
応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金また
は（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる
磁歪を測定しておき、予め測定した圧縮応力による磁歪
と逆向きで同じ大きさの磁歪が絶縁加工前のＦｅ基軟磁
性合金に付与されるように（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−
Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系
の合金に添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整するこ
とにより、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合
金からなるコアを得ることができる。
る圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合
金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に
生じる磁歪を測定しておき、絶縁加工後に得られるＦｅ
基軟磁性合金が目的とする磁歪を示すように、（Ｆｅ又
はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−
Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や
添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が所望
の値を示すものを得ることができる。例えば、絶縁加工
後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得
るには、予め、絶縁のための樹脂の硬化収縮による圧縮
応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金また
は（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる
磁歪を測定しておき、予め測定した圧縮応力による磁歪
と逆向きで同じ大きさの磁歪が絶縁加工前のＦｅ基軟磁
性合金に付与されるように（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−
Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系
の合金に添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整するこ
とにより、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合
金からなるコアを得ることができる。
【００１９】また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ又はＦｅ−
Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ
−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整で
きるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減
少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持で
きる。また、上記元素Ｒｅは安価であり、また、非晶質
形成能を有するものであるので、この元素Ｒｅを添加す
ることにより、高価なＢやＭの添加量を少なくしても、
例えば、Ｍの添加量が３原子％をわずかに超える程度す
ることができるので、コストダウンが可能である。それ
は、上記元素Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体
心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留するので、不
純物とならず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、
その分、ＢやＭの添加量を減らすことができるからであ
る。
Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ
−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整で
きるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減
少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持で
きる。また、上記元素Ｒｅは安価であり、また、非晶質
形成能を有するものであるので、この元素Ｒｅを添加す
ることにより、高価なＢやＭの添加量を少なくしても、
例えば、Ｍの添加量が３原子％をわずかに超える程度す
ることができるので、コストダウンが可能である。それ
は、上記元素Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体
心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留するので、不
純物とならず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、
その分、ＢやＭの添加量を減らすことができるからであ
る。
【００２０】また、本発明のＦｅ基軟磁性合金において
は、上記組成式中のＭは、ＺｒとＮｂのうちの少なくと
も１種を含むことが好ましい。上記組成式中のＭに、Ｚ
ｒとＮｂのうちの少なくとも１種が含まれていると、微
細結晶核の成長速度を小さくする効果、非晶質形成能を
維持したままで、コストを低く抑えることができる。
は、上記組成式中のＭは、ＺｒとＮｂのうちの少なくと
も１種を含むことが好ましい。上記組成式中のＭに、Ｚ
ｒとＮｂのうちの少なくとも１種が含まれていると、微
細結晶核の成長速度を小さくする効果、非晶質形成能を
維持したままで、コストを低く抑えることができる。
【００２１】本発明のＦｅ基軟磁性合金においては、上
記組成式中のＲｅは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのう
ちの少なくとも１種を含んでいることが好ましい。ま
た、本発明のＦｅ基軟磁性合金にあっては、上記組成式
中の組成比を示すｚは、原子％で、０＜ｚ≦５、好まし
くは０．１≦ｚ≦５、より好ましくは０．１≦ｚ≦１、
最も好ましくは０．１≦ｚ≦０．５である。Ｒｅの添加
量が５原子％を超えると、保磁力が大きくなり過ぎて好
ましくないからである。また、Ｒｅの添加量が原子％で
０．１以上１以下の範囲であると高い飽和磁束密度が得
られ、Ｒｅの添加量が原子％で０．１以上０．５以下の
範囲であるとさらに高い飽和磁束密度が得られるからで
ある。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金にあっては、上
記組成式中の組成比を示すｙは、原子％で、４≦ｙ≦９
であることが非晶質形成能が向上する点で好ましい。
記組成式中のＲｅは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのう
ちの少なくとも１種を含んでいることが好ましい。ま
た、本発明のＦｅ基軟磁性合金にあっては、上記組成式
中の組成比を示すｚは、原子％で、０＜ｚ≦５、好まし
くは０．１≦ｚ≦５、より好ましくは０．１≦ｚ≦１、
最も好ましくは０．１≦ｚ≦０．５である。Ｒｅの添加
量が５原子％を超えると、保磁力が大きくなり過ぎて好
ましくないからである。また、Ｒｅの添加量が原子％で
０．１以上１以下の範囲であると高い飽和磁束密度が得
られ、Ｒｅの添加量が原子％で０．１以上０．５以下の
範囲であるとさらに高い飽和磁束密度が得られるからで
ある。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金にあっては、上
記組成式中の組成比を示すｙは、原子％で、４≦ｙ≦９
であることが非晶質形成能が向上する点で好ましい。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明のＦｅ基軟磁性合金
及びその磁歪の調整方法の実施の形態を説明する。本発
明のＦｅ基軟磁性合金は、下記のいずれかの組成式で示
されるものである。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt
及びその磁歪の調整方法の実施の形態を説明する。本発
明のＦｅ基軟磁性合金は、下記のいずれかの組成式で示
されるものである。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt
【００２３】但し、ＺはＮｉ、Ｃｏのうち１種または２
種以上の元素、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうちの１種または２種以上の元素、Ｒｅ
は、Ｙを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の
元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５である。また、本発明のＦ
ｅ基軟磁性合金には、上記Ｆｅ又はＦｅ−Ｚと、Ｂと、
Ｍと、ＲｅにＴが添加されていてもよく、その場合のＴ
はＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以
上の元素であり、組成比を示すｔは原子％で０≦ｔ≦５
である。
種以上の元素、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうちの１種または２種以上の元素、Ｒｅ
は、Ｙを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の
元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５である。また、本発明のＦ
ｅ基軟磁性合金には、上記Ｆｅ又はＦｅ−Ｚと、Ｂと、
Ｍと、ＲｅにＴが添加されていてもよく、その場合のＴ
はＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以
上の元素であり、組成比を示すｔは原子％で０≦ｔ≦５
である。
【００２４】上記の組成の本発明のＦｅ基軟磁性合金
は、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の体心立方構造（ｂｃｃ
構造）のＦｅの結晶粒からなる微結晶質相を主体とし、
該微結晶質相と非晶質相とから構成される組織からなる
ものであるので、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持す
ることができ、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル
等に用いられるコア材として好適である。また、本発明
のＦｅ基軟磁性合金は、元素Ｒｅの種類や添加量等を調
整することにより、磁歪を制御することができる。
は、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の体心立方構造（ｂｃｃ
構造）のＦｅの結晶粒からなる微結晶質相を主体とし、
該微結晶質相と非晶質相とから構成される組織からなる
ものであるので、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持す
ることができ、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル
等に用いられるコア材として好適である。また、本発明
のＦｅ基軟磁性合金は、元素Ｒｅの種類や添加量等を調
整することにより、磁歪を制御することができる。
【００２５】本発明に用いられるＦｅ基軟磁性合金の組
成系において、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉは、磁性
を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特
性を得るために重要である。
成系において、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉは、磁性
を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特
性を得るために重要である。
【００２６】これらの組成の軟磁性合金においては、Ｆ
ｅの添加量を示すｂの値あるいはＦｅと、Ｃｏおよび／
またはＮｉの添加量の合計を示すｂの値は、９３原子％
以下である。ｂが９３原子％を超えると液体急冷法によ
って非晶質単相を得ることが困難になり、この結果、熱
処理してから得られる合金の組織が不均一になって高い
透磁率が得られないので好ましくない。また、ｂが７５
原子％未満では、飽和磁束密度（Ｂs）１Ｔ以上を得る
ことができず、好ましくない。従って、ｂの範囲を７５
原子％≦ｂ≦９３原子％とした。また、Ｆｅの一部は、
磁歪等の調整のためにＣｏ，Ｎｉのうち１種または２種
以上の元素Ｚで置換してもよく、この場合、好ましくは
Ｆｅの２５％以下とするのがよい。この範囲外であると
透磁率が劣化する。従って上記組成式においてＺの組成
比ａは、０．２以下の範囲が好ましい。
ｅの添加量を示すｂの値あるいはＦｅと、Ｃｏおよび／
またはＮｉの添加量の合計を示すｂの値は、９３原子％
以下である。ｂが９３原子％を超えると液体急冷法によ
って非晶質単相を得ることが困難になり、この結果、熱
処理してから得られる合金の組織が不均一になって高い
透磁率が得られないので好ましくない。また、ｂが７５
原子％未満では、飽和磁束密度（Ｂs）１Ｔ以上を得る
ことができず、好ましくない。従って、ｂの範囲を７５
原子％≦ｂ≦９３原子％とした。また、Ｆｅの一部は、
磁歪等の調整のためにＣｏ，Ｎｉのうち１種または２種
以上の元素Ｚで置換してもよく、この場合、好ましくは
Ｆｅの２５％以下とするのがよい。この範囲外であると
透磁率が劣化する。従って上記組成式においてＺの組成
比ａは、０．２以下の範囲が好ましい。
【００２７】Ｂには、軟磁性合金の非晶質形成能を高め
る効果、結晶組織の粗大化を防ぐ効果、および熱処理工
程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を
抑制する効果があると考えられる。また、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｎｂは、α-Ｆｅに対してほとんど固溶しないとされる
が、合金を急冷して非晶質化することで、ＺｒとＨｆま
たはＮｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によ
りこれら元素の固溶量を調節して一部結晶化し、微細結
晶相として析出させることで、得られる軟磁性合金の軟
磁気特性を向上させる作用がある。また、微細結晶相を
析出させ、その微細結晶相の結晶粒の粗大化を抑制する
には、結晶粒成長の障害となり得る非晶質相を粒界に残
存させることが必要であると考えられる。さらに、この
粒界非晶質相は、熱処理温度の上昇によってα−Ｆｅか
ら排出されるＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ等の元素Ｍを固溶するこ
とで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ｍ系化合物の生成を
抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｚｒ（Ｈｆ、Ｎ
ｂ）系の合金にＢを添加することが重要となる。
る効果、結晶組織の粗大化を防ぐ効果、および熱処理工
程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を
抑制する効果があると考えられる。また、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｎｂは、α-Ｆｅに対してほとんど固溶しないとされる
が、合金を急冷して非晶質化することで、ＺｒとＨｆま
たはＮｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によ
りこれら元素の固溶量を調節して一部結晶化し、微細結
晶相として析出させることで、得られる軟磁性合金の軟
磁気特性を向上させる作用がある。また、微細結晶相を
析出させ、その微細結晶相の結晶粒の粗大化を抑制する
には、結晶粒成長の障害となり得る非晶質相を粒界に残
存させることが必要であると考えられる。さらに、この
粒界非晶質相は、熱処理温度の上昇によってα−Ｆｅか
ら排出されるＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ等の元素Ｍを固溶するこ
とで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ｍ系化合物の生成を
抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｚｒ（Ｈｆ、Ｎ
ｂ）系の合金にＢを添加することが重要となる。
【００２８】Ｂの添加量を示すｘが、０．５原子％未満
では、粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加
効果が得られない。また、ｘが１８原子％を越えると、
Ｂ−Ｍ系およびＦｅ−Ｂ系において、ホウ化物の生成傾
向が強くなり、微細結晶組織を得るための熱処理条件が
制約され、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このよ
うにＢの添加量を適切にすることで、析出する微細結晶
相の平均結晶粒径を３０ｎｍ以下に調整することができ
る。
では、粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加
効果が得られない。また、ｘが１８原子％を越えると、
Ｂ−Ｍ系およびＦｅ−Ｂ系において、ホウ化物の生成傾
向が強くなり、微細結晶組織を得るための熱処理条件が
制約され、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このよ
うにＢの添加量を適切にすることで、析出する微細結晶
相の平均結晶粒径を３０ｎｍ以下に調整することができ
る。
【００２９】また、非晶質相を得やすくするためには、
非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを
含むことが好ましく、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂの一部は他の４
Ａ〜７Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのい
ずれかと置換することができる。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎ
ｂのうち、Ｈｆは非常に高価な元素であるため、原料コ
ストを考慮すると、Ｚｒ、Ｎｂのいずれか一方を含むこ
とがより好ましい。こうした元素Ｍは、比較的遅い拡散
種であり、元素Ｍの添加は、微細結晶核の成長速度を小
さくする効果、非晶質形成能を持つと考えられ、組織の
微細化に有効である。
非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを
含むことが好ましく、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂの一部は他の４
Ａ〜７Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのい
ずれかと置換することができる。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎ
ｂのうち、Ｈｆは非常に高価な元素であるため、原料コ
ストを考慮すると、Ｚｒ、Ｎｂのいずれか一方を含むこ
とがより好ましい。こうした元素Ｍは、比較的遅い拡散
種であり、元素Ｍの添加は、微細結晶核の成長速度を小
さくする効果、非晶質形成能を持つと考えられ、組織の
微細化に有効である。
【００３０】元素Ｍの添加量を示すｙが３原子％以下で
は、核成長速度を小さくする効果が失われ、結晶粒径が
粗大化して良好な軟磁性が得られない。Ｆｅ−Ｈｆ−Ｂ
系合金の場合、Ｈｆ＝５原子％での平均結晶粒径は１３
ｎｍであるのに対してＨｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗
大化する。元素Ｍの添加量を示すｙが９原子％を越える
と、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の化合物の生成傾向が大
きくなり、良好な特性が得られない。
は、核成長速度を小さくする効果が失われ、結晶粒径が
粗大化して良好な軟磁性が得られない。Ｆｅ−Ｈｆ−Ｂ
系合金の場合、Ｈｆ＝５原子％での平均結晶粒径は１３
ｎｍであるのに対してＨｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗
大化する。元素Ｍの添加量を示すｙが９原子％を越える
と、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の化合物の生成傾向が大
きくなり、良好な特性が得られない。
【００３１】中でもＮｂ、Ｍｏ、Ｗは、酸化物の生成自
由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定であり、酸
化物を生成しにくい。よって、これらの元素を添加して
軟磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を
不活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしくは
溶湯を急冷する際に使用するるつぼのノズルの先端部に
不活性ガスを供給しつつ大気中で製造することができる
ので、製造条件が容易となり、上述のような用途に用い
る磁性コア材等を安価に製造することができる。 元素
Ｍの添加量としては、４原子％以上９原子％以下とする
ことが、非晶質形成能が向上する点で好ましい。
由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定であり、酸
化物を生成しにくい。よって、これらの元素を添加して
軟磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を
不活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしくは
溶湯を急冷する際に使用するるつぼのノズルの先端部に
不活性ガスを供給しつつ大気中で製造することができる
ので、製造条件が容易となり、上述のような用途に用い
る磁性コア材等を安価に製造することができる。 元素
Ｍの添加量としては、４原子％以上９原子％以下とする
ことが、非晶質形成能が向上する点で好ましい。
【００３２】また、高飽和磁束密度や高透磁率を維持し
たままで、磁歪を制御するためには、Ｙを含む希土類元
素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅが含まれてい
る。ここで用いる元素Ｒｅとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ｐｒ、Ｎｄのうちの少なくとも１種を含んでいることが
好ましい。その理由は、結晶相であるＦｅを主成分とす
るｂｃｃ相（体心立方の相）は負の磁歪を示しており、
非晶質相（アモルファス相）は正の磁歪を示しているた
め、非晶質相の体積分率をコントロールすることによ
り、得られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を調整するこ
とができるが、上記の元素Ｒｅは非晶質形成能を有する
元素であり、また、添加する元素Ｒｅの種類や添加量を
調整することにより、Ｆｅ基軟磁性合金中の非晶質相の
体積分率をコントロールできるからである。それは上記
元素Ｒｅは、上記Ｍとの親和力が強いため、Ｆｅを主成
分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質
相に残留し、また、用いる元素を変更することにより、
Ｆｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更することができるか
らである。従って、絶縁のための樹脂の硬化収縮による
圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金
または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生
じる磁歪を測定しておき、絶縁加工後に得られるＦｅ基
軟磁性合金が目的とする磁歪を示すように、（Ｆｅ又は
Ｆｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−
Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や
添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が所望
の値を示すものを得ることができる。
たままで、磁歪を制御するためには、Ｙを含む希土類元
素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅが含まれてい
る。ここで用いる元素Ｒｅとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ｐｒ、Ｎｄのうちの少なくとも１種を含んでいることが
好ましい。その理由は、結晶相であるＦｅを主成分とす
るｂｃｃ相（体心立方の相）は負の磁歪を示しており、
非晶質相（アモルファス相）は正の磁歪を示しているた
め、非晶質相の体積分率をコントロールすることによ
り、得られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を調整するこ
とができるが、上記の元素Ｒｅは非晶質形成能を有する
元素であり、また、添加する元素Ｒｅの種類や添加量を
調整することにより、Ｆｅ基軟磁性合金中の非晶質相の
体積分率をコントロールできるからである。それは上記
元素Ｒｅは、上記Ｍとの親和力が強いため、Ｆｅを主成
分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質
相に残留し、また、用いる元素を変更することにより、
Ｆｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更することができるか
らである。従って、絶縁のための樹脂の硬化収縮による
圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金
または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生
じる磁歪を測定しておき、絶縁加工後に得られるＦｅ基
軟磁性合金が目的とする磁歪を示すように、（Ｆｅ又は
Ｆｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−
Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や
添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が所望
の値を示すものを得ることができる。
【００３３】例えば、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ
基軟磁性合金からなるコアを得るには、予め、絶縁のた
めの樹脂の硬化収縮による圧縮応力により（Ｆｅ又はＦ
ｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）
−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる磁歪を測定しておき、予
め測定した圧縮応力による磁歪と逆向きで同じ大きさの
磁歪が絶縁加工前のＦｅ基軟磁性合金に付与されるよう
に（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ
又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒ
ｅの種類や添加量を調整することにより、絶縁加工後の
磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得るこ
とができる。
基軟磁性合金からなるコアを得るには、予め、絶縁のた
めの樹脂の硬化収縮による圧縮応力により（Ｆｅ又はＦ
ｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）
−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる磁歪を測定しておき、予
め測定した圧縮応力による磁歪と逆向きで同じ大きさの
磁歪が絶縁加工前のＦｅ基軟磁性合金に付与されるよう
に（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ
又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒ
ｅの種類や添加量を調整することにより、絶縁加工後の
磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得るこ
とができる。
【００３４】また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ又はＦｅ−
Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ
−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整で
きるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減
少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持で
きる。また、上記元素Ｒｅは安価であり、また、非晶質
形成能を有するので、この元素Ｒｅを添加することによ
り、高価なＢやＭの添加量を少なくすることができるの
で、コストダウンが可能である。それは、上記元素Ｒｅ
は、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固
溶せず、非晶質相に残留するので、不純物とならず、ま
た、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、ＢやＭの
添加量を減らすことができるからである。
Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ
−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整で
きるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減
少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持で
きる。また、上記元素Ｒｅは安価であり、また、非晶質
形成能を有するので、この元素Ｒｅを添加することによ
り、高価なＢやＭの添加量を少なくすることができるの
で、コストダウンが可能である。それは、上記元素Ｒｅ
は、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固
溶せず、非晶質相に残留するので、不純物とならず、ま
た、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、ＢやＭの
添加量を減らすことができるからである。
【００３５】Ｒｅの添加量を示すｚは、原子％で、０＜
ｚ≦５、好ましくは０．１≦ｚ≦５、より好ましくは
０．１≦ｚ≦１、最も好ましくは０．１≦ｚ≦０．５で
ある。Ｒｅの添加量が５原子％を超えると、保磁力が大
きくなり過ぎて好ましくないからである。また、Ｒｅの
添加量が原子％で０．１以上１以下の範囲であると高い
飽和磁束密度が得られ、Ｒｅの添加量が原子％で０．１
以上０．５以下の範囲であるとさらに高い飽和磁束密度
が得られるからである。
ｚ≦５、好ましくは０．１≦ｚ≦５、より好ましくは
０．１≦ｚ≦１、最も好ましくは０．１≦ｚ≦０．５で
ある。Ｒｅの添加量が５原子％を超えると、保磁力が大
きくなり過ぎて好ましくないからである。また、Ｒｅの
添加量が原子％で０．１以上１以下の範囲であると高い
飽和磁束密度が得られ、Ｒｅの添加量が原子％で０．１
以上０．５以下の範囲であるとさらに高い飽和磁束密度
が得られるからである。
【００３６】また、本発明の軟磁性合金には、Ｓｉ、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちの１種または２種以上の元素Ｔ
を、０以上５原子％以下含有していてもよい。これらは
半金属元素として知られており、Ｆｅを主成分とする体
心立方晶の相に固溶する。これらの元素の含有量が５原
子％を越えると磁歪が大きくなるか、飽和磁束密度が低
下するか、透磁率が低下するので好ましくない。
ｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちの１種または２種以上の元素Ｔ
を、０以上５原子％以下含有していてもよい。これらは
半金属元素として知られており、Ｆｅを主成分とする体
心立方晶の相に固溶する。これらの元素の含有量が５原
子％を越えると磁歪が大きくなるか、飽和磁束密度が低
下するか、透磁率が低下するので好ましくない。
【００３７】また、元素Ｔには、軟磁性合金の電気抵抗
を上昇させ、鉄損を低下させる効果があるが、Ａｌはそ
の効果が大きい。またＧｅ、Ｇａは結晶粒の径を微細化
させる効果がある。従ってＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのう
ち、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａは添加した効果が特に大きく、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａの単独添加もしくはＡｌとＧｅ、Ａｌと
Ｇａ、ＧｅとＧａ、ＡｌとＧｅとＧａの複合添加とする
ことがより好ましい。
を上昇させ、鉄損を低下させる効果があるが、Ａｌはそ
の効果が大きい。またＧｅ、Ｇａは結晶粒の径を微細化
させる効果がある。従ってＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのう
ち、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａは添加した効果が特に大きく、Ａ
ｌ、Ｇｅ、Ｇａの単独添加もしくはＡｌとＧｅ、Ａｌと
Ｇａ、ＧｅとＧａ、ＡｌとＧｅとＧａの複合添加とする
ことがより好ましい。
【００３８】また、上記組成系の軟磁性合金において、
他に、必要に応じてＺｎ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａ
ｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、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。上記組成系の軟磁性合金
において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的不純物について
は所望の特性が劣化しない程度に含有していても本発明
で用いるＦｅ基軟磁性合金の組成と同一とみなすことが
できるのは勿論である。
他に、必要に応じてＺｎ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａ
ｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、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。上記組成系の軟磁性合金
において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的不純物について
は所望の特性が劣化しない程度に含有していても本発明
で用いるＦｅ基軟磁性合金の組成と同一とみなすことが
できるのは勿論である。
【００３９】本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造するに
は、例えば、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系、又は
（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の非晶質合金ある
いは非晶質相を含む結晶質合金（ただし、ＺはＮｉ,Ｃ
ｏのうち１種または２種以上の元素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈ
ｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種
以上の元素、ＴはＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１
種または２種以上の元素である。）をアーク溶解、高周
波誘導溶解等の手段で溶解した合金溶湯を急冷し、非晶
質相を非晶質相を主体とする薄帯を作製するに際して、
上記合金溶湯にさらにＹを含む希土類元素のうちから選
ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅを添加し、このと
き添加する元素Ｒｅの種類と添加量を調整する。ここで
薄帯を作製する具体的方法としては、特開平４−３２３
３５１号公報に記載されているような流体冷却法や、単
ロールを用いた急冷法等を採用することができる。
は、例えば、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系、又は
（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の非晶質合金ある
いは非晶質相を含む結晶質合金（ただし、ＺはＮｉ,Ｃ
ｏのうち１種または２種以上の元素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈ
ｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種
以上の元素、ＴはＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１
種または２種以上の元素である。）をアーク溶解、高周
波誘導溶解等の手段で溶解した合金溶湯を急冷し、非晶
質相を非晶質相を主体とする薄帯を作製するに際して、
上記合金溶湯にさらにＹを含む希土類元素のうちから選
ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅを添加し、このと
き添加する元素Ｒｅの種類と添加量を調整する。ここで
薄帯を作製する具体的方法としては、特開平４−３２３
３５１号公報に記載されているような流体冷却法や、単
ロールを用いた急冷法等を採用することができる。
【００４０】ついで、作製した薄帯を熱処理することに
より、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶
質相と、平均粒径３０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦ
ｅの結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得ら
れ、目的とするＦｅ基軟磁性合金が得られる。
より、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶
質相と、平均粒径３０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦ
ｅの結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得ら
れ、目的とするＦｅ基軟磁性合金が得られる。
【００４１】熱処理により平均結晶粒径３０ｎｍ以下の
微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶組織
が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄帯等が非晶質
相を主体とする組織となっており、これを加熱すると、
ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以下のＦｅを主
成分とする体心立方構造の結晶粒からなる微細結晶相が
析出するからである。このｂｃｃ構造を有するＦｅの結
晶粒からなる微細結晶相が析出する温度は、合金の組成
によるが４８０〜５５０℃程度である。またこのＦｅの
微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆｅ3
Ｂ、あるいは合金にＺｒが含まれる場合にはＦｅ3Ｚｒ
等の軟磁気特性を悪化させる化合物相が析出する。この
ような化合物相が析出する温度は、合金の組成によるが
７４０〜８１０℃程度である。
微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶組織
が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄帯等が非晶質
相を主体とする組織となっており、これを加熱すると、
ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以下のＦｅを主
成分とする体心立方構造の結晶粒からなる微細結晶相が
析出するからである。このｂｃｃ構造を有するＦｅの結
晶粒からなる微細結晶相が析出する温度は、合金の組成
によるが４８０〜５５０℃程度である。またこのＦｅの
微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆｅ3
Ｂ、あるいは合金にＺｒが含まれる場合にはＦｅ3Ｚｒ
等の軟磁気特性を悪化させる化合物相が析出する。この
ような化合物相が析出する温度は、合金の組成によるが
７４０〜８１０℃程度である。
【００４２】したがって、本発明において、非晶質合金
薄帯等を熱処理する際の保持温度は４８０℃〜８１０℃
の範囲で、体心立方構造を有するＦｅの結晶粒を主成分
とする微細結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が
析出しないように、合金の組成に応じて好ましく設定さ
れる。
薄帯等を熱処理する際の保持温度は４８０℃〜８１０℃
の範囲で、体心立方構造を有するＦｅの結晶粒を主成分
とする微細結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が
析出しないように、合金の組成に応じて好ましく設定さ
れる。
【００４３】上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温
速度は、２０〜２００℃／分の範囲が好ましく、４０〜
２００℃／分の範囲とするのがより好ましい。昇温速度
が遅いと製造時間が長くなるので昇温速度は速い方が好
ましいが、加熱装置の性能上、２００℃／分程度が上限
とされる。
速度は、２０〜２００℃／分の範囲が好ましく、４０〜
２００℃／分の範囲とするのがより好ましい。昇温速度
が遅いと製造時間が長くなるので昇温速度は速い方が好
ましいが、加熱装置の性能上、２００℃／分程度が上限
とされる。
【００４４】また、非晶質合金薄帯等を上記保持温度に
保持する時間は、０〜６０分間とすることができ、合金
の組成によっては０分、すなわち昇温後直ちに降温させ
て保持時間無しとしても、目的とする効果を得ることが
できる。また、保持時間は６０分より長くしても磁気特
性は向上せず、製造時間が長くなり生産性が悪くなるの
で好ましくない。また、特にＳｉを含まない組成の場合
には、１０分以下の保持時間としても目的とする効果を
得ることができる。これは、Ｓｉを添加した場合には、
ＦｅにＳｉを充分に固溶させる必要があり、保持時間を
長くする必要があるからである。
保持する時間は、０〜６０分間とすることができ、合金
の組成によっては０分、すなわち昇温後直ちに降温させ
て保持時間無しとしても、目的とする効果を得ることが
できる。また、保持時間は６０分より長くしても磁気特
性は向上せず、製造時間が長くなり生産性が悪くなるの
で好ましくない。また、特にＳｉを含まない組成の場合
には、１０分以下の保持時間としても目的とする効果を
得ることができる。これは、Ｓｉを添加した場合には、
ＦｅにＳｉを充分に固溶させる必要があり、保持時間を
長くする必要があるからである。
【００４５】
【実施例】以下、実施例、比較例により更に具体的に説
明する。 ［実施例１］ （試料の作製）Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる組成になるように原料を
調整し、それをＮ2ガス雰囲気中で 高周波溶解し、溶け
た原料を鋳型に流し込み母合金を得る。その母合金か
ら、Ｎ2ガス雰囲気中においてノズル内で高周波溶解
し、溶湯をノズルより高速回転し ている銅ロールに吹
き出させて急冷する液体急冷法を用いて、厚さ約２０μ
ｍ、幅約１５ｍｍの合金薄帯を得た。次に得られた薄帯
を、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に機械的に打ち
抜き、熱処理を行い試料（実施例の試料）を得た。熱処
理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／分、熱処理温度５６０
゜Ｃ（８３３Ｋ）から６６０゜Ｃ（９３３Ｋ）、この熱
処理温度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は
１８０゜Ｃ／分とした。 ［比較例］また、比較のためにＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ
0.5（Ｒｅ＝Ｆｅ）、すな わちＦｅ 90Ｚｒ7Ｂ3なる組成
になるように調整した原料を用いる以外は、先に述べた
方法と同様にして試料（比較例の試料）を得た。
明する。 ［実施例１］ （試料の作製）Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる組成になるように原料を
調整し、それをＮ2ガス雰囲気中で 高周波溶解し、溶け
た原料を鋳型に流し込み母合金を得る。その母合金か
ら、Ｎ2ガス雰囲気中においてノズル内で高周波溶解
し、溶湯をノズルより高速回転し ている銅ロールに吹
き出させて急冷する液体急冷法を用いて、厚さ約２０μ
ｍ、幅約１５ｍｍの合金薄帯を得た。次に得られた薄帯
を、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に機械的に打ち
抜き、熱処理を行い試料（実施例の試料）を得た。熱処
理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／分、熱処理温度５６０
゜Ｃ（８３３Ｋ）から６６０゜Ｃ（９３３Ｋ）、この熱
処理温度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は
１８０゜Ｃ／分とした。 ［比較例］また、比較のためにＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ
0.5（Ｒｅ＝Ｆｅ）、すな わちＦｅ 90Ｚｒ7Ｂ3なる組成
になるように調整した原料を用いる以外は、先に述べた
方法と同様にして試料（比較例の試料）を得た。
【００４６】［測定］上記の実施例１、比較例で得られ
た各試料の１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率
（μ’）と保磁力の熱処理温度依存性について測定し
た。その結果を図１に示す。図１に示した結果から明ら
かなようにＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金からなる比較
例の試料は、熱処理温度を変更しても保磁力はあまり変
化しないが、透磁率については熱処理温度が６１０゜Ｃ
（８８３Ｋ）を超えると低下していることがわかる。Ｆ
ｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ）なる組成の合金からなる実施例１の各試料
は、熱処理温度を変更しても実効透磁率や保磁力があま
り変化しないことがわかる。これら実施例１の試料のう
ちでＦｅ89.5Ｚｒ 7Ｂ3Ｎｄ0.5な る組成の合金からなる
試料は、透磁率が最も高く、保磁力も低いことがわか
る。
た各試料の１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率
（μ’）と保磁力の熱処理温度依存性について測定し
た。その結果を図１に示す。図１に示した結果から明ら
かなようにＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金からなる比較
例の試料は、熱処理温度を変更しても保磁力はあまり変
化しないが、透磁率については熱処理温度が６１０゜Ｃ
（８８３Ｋ）を超えると低下していることがわかる。Ｆ
ｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ）なる組成の合金からなる実施例１の各試料
は、熱処理温度を変更しても実効透磁率や保磁力があま
り変化しないことがわかる。これら実施例１の試料のう
ちでＦｅ89.5Ｚｒ 7Ｂ3Ｎｄ0.5な る組成の合金からなる
試料は、透磁率が最も高く、保磁力も低いことがわか
る。
【００４７】次に、熱処理温度６１０゜Ｃ（８８３
Ｋ）、保持時間５分とした以外は先に述べた方法と同様
にして作製したＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯か
らなる試料の飽和磁束密度（Ｂs）、１０ｋＨｚ、５ｍ
Ｏｅにおける実効透磁率（μ’）と、保磁力と、磁歪
（λｓ）の添加する元素Ｒｅ依存性について調べた結果
を図２に示す。図２に示した結果から飽和磁束密度につ
いては、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ系の合金に添加する元素Ｒｅが
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれの場合においても
Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金薄帯からなる試料と同じ
程度の約１．５Ｔ以上のものが得られていることがわか
る。また、実効透磁率については、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄの順に直線状に大きくなっており、保磁力につ
いては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に低
下していることがわかる。また、磁歪については、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に低下しており、
従って、添加するＲｅが０．５原子％と少なくしても、
Ｒｅとして用いる元素の種類を変更することにより、得
られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更できることが
わかる。
Ｋ）、保持時間５分とした以外は先に述べた方法と同様
にして作製したＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯か
らなる試料の飽和磁束密度（Ｂs）、１０ｋＨｚ、５ｍ
Ｏｅにおける実効透磁率（μ’）と、保磁力と、磁歪
（λｓ）の添加する元素Ｒｅ依存性について調べた結果
を図２に示す。図２に示した結果から飽和磁束密度につ
いては、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ系の合金に添加する元素Ｒｅが
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれの場合においても
Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金薄帯からなる試料と同じ
程度の約１．５Ｔ以上のものが得られていることがわか
る。また、実効透磁率については、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄの順に直線状に大きくなっており、保磁力につ
いては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に低
下していることがわかる。また、磁歪については、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に低下しており、
従って、添加するＲｅが０．５原子％と少なくしても、
Ｒｅとして用いる元素の種類を変更することにより、得
られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更できることが
わかる。
【００４８】図３に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ
＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金
薄帯の自由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱
処理前の構造をＸ線回析法により調べた結果を示す。ま
た、図４に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自
由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理後の
構造をＸ線回析法により調べた結果を示す。ここでの熱
処理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／分、熱処理温度６１
０゜Ｃ（８８３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５
分、降温速度（冷却速度）は１８０゜Ｃ／分としたもの
である。図３より、急冷状態では非晶質に特有のハロー
な回析図形が認められ、熱処理後には体心立方晶に独特
の回析図形が認められ、また、図４より本合金の構造が
熱処理により、非晶質から非晶質相中に体心立方晶のＦ
ｅを主成分とするｂｃｃ相（ｂｃｃ−Ｆｅ）が析出した
ものに変化したことがわかる。また、熱処理後のものに
はＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄやこれらの化合物の結晶
の析出は認められないことから、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄは非晶質相に残留しているものと考えられる。
＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金
薄帯の自由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱
処理前の構造をＸ線回析法により調べた結果を示す。ま
た、図４に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自
由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理後の
構造をＸ線回析法により調べた結果を示す。ここでの熱
処理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／分、熱処理温度６１
０゜Ｃ（８８３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５
分、降温速度（冷却速度）は１８０゜Ｃ／分としたもの
である。図３より、急冷状態では非晶質に特有のハロー
な回析図形が認められ、熱処理後には体心立方晶に独特
の回析図形が認められ、また、図４より本合金の構造が
熱処理により、非晶質から非晶質相中に体心立方晶のＦ
ｅを主成分とするｂｃｃ相（ｂｃｃ−Ｆｅ）が析出した
ものに変化したことがわかる。また、熱処理後のものに
はＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄやこれらの化合物の結晶
の析出は認められないことから、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄは非晶質相に残留しているものと考えられる。
【００４９】図５に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ
＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金
薄帯の熱処理後に析出するＦｅを主成分とするｂｃｃ相
の平均結晶粒径と（１１０）面の格子定数の添加する元
素Ｒｅ依存性を示す。図５に示した結果からＲｅとして
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金
薄帯の熱処理したものは、ＲｅとしてＦｅを添加した合
金薄帯（Ｆｅ 90Ｚｒ7Ｂ3）よりもＦｅを主成分とするｂ
ｃｃ相の平均結晶粒径が大きくなっていることが分か
る。また、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのい
ずれかを添加した合金薄帯を熱処理したものの（１１
０）面の格子定数は、ＲｅとしてＦｅを添加した合金薄
帯を熱処理したものとほぼ同じ値であることから、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄは非晶質に残留していることが
わかる。なお、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎ
ｄ、Ｆｅのいずれかを添加した合金薄帯の熱処理後の
（１１０面）の格子定数がｂｃｃ−Ｆｅの格子定数より
大きくなっているのは、ＺｒやＢが結晶相に固溶したた
めであると考えられる。
＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金
薄帯の熱処理後に析出するＦｅを主成分とするｂｃｃ相
の平均結晶粒径と（１１０）面の格子定数の添加する元
素Ｒｅ依存性を示す。図５に示した結果からＲｅとして
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金
薄帯の熱処理したものは、ＲｅとしてＦｅを添加した合
金薄帯（Ｆｅ 90Ｚｒ7Ｂ3）よりもＦｅを主成分とするｂ
ｃｃ相の平均結晶粒径が大きくなっていることが分か
る。また、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのい
ずれかを添加した合金薄帯を熱処理したものの（１１
０）面の格子定数は、ＲｅとしてＦｅを添加した合金薄
帯を熱処理したものとほぼ同じ値であることから、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄは非晶質に残留していることが
わかる。なお、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎ
ｄ、Ｆｅのいずれかを添加した合金薄帯の熱処理後の
（１１０面）の格子定数がｂｃｃ−Ｆｅの格子定数より
大きくなっているのは、ＺｒやＢが結晶相に固溶したた
めであると考えられる。
【００５０】以上のことからＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金薄帯を熱処理
したものは、Ｒｅが非晶質相に残留し、また、Ｒｅとし
てＦｅを添加したものに比べてｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の
数が少なく、これによってｂｃｃ−Ｆｅの粒径が大きく
なったためであると考えられる。一方、ＲｅとしてＦｅ
を添加した合金薄帯を熱処理したものは、ｂｃｃ−Ｆｅ
の粒径が小さくなっており、これは、ＲｅとしてＹ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加したものに比べ
て、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒が多数生成し、これによっ
て、ｂｃｃ−Ｆｅの粒径が微細となったためであると考
えられる。
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金薄帯を熱処理
したものは、Ｒｅが非晶質相に残留し、また、Ｒｅとし
てＦｅを添加したものに比べてｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の
数が少なく、これによってｂｃｃ−Ｆｅの粒径が大きく
なったためであると考えられる。一方、ＲｅとしてＦｅ
を添加した合金薄帯を熱処理したものは、ｂｃｃ−Ｆｅ
の粒径が小さくなっており、これは、ＲｅとしてＹ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加したものに比べ
て、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒が多数生成し、これによっ
て、ｂｃｃ−Ｆｅの粒径が微細となったためであると考
えられる。
【００５１】Ｆｅ90-zＺｒ7Ｂ3Ｎｄz（ｚ＝０〜１０）
なる組成になるように調整した原料を用いる以外は、先
に述べた方法と同様にして試料の飽和磁束密度（Ｂ
s）、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率
（μ’）と、保磁力（Ｈc）と、磁歪（λｓ）の添加す
る元素Ｒｅの添加量依存性について調べた結果を図６に
示す。ここでの熱処理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／
分、熱処理温度６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）、この熱処理温
度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０
゜Ｃ／分としたものである。図６に示した結果からＲｅ
の添加量が増加すると、磁歪が増大していることがわか
り、それは非晶質相の体積分率が増加したためである。
また、Ｒｅの添加量が６原子％を超えると、保磁力が大
きくなることがわかる。
なる組成になるように調整した原料を用いる以外は、先
に述べた方法と同様にして試料の飽和磁束密度（Ｂ
s）、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率
（μ’）と、保磁力（Ｈc）と、磁歪（λｓ）の添加す
る元素Ｒｅの添加量依存性について調べた結果を図６に
示す。ここでの熱処理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／
分、熱処理温度６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）、この熱処理温
度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０
゜Ｃ／分としたものである。図６に示した結果からＲｅ
の添加量が増加すると、磁歪が増大していることがわか
り、それは非晶質相の体積分率が増加したためである。
また、Ｒｅの添加量が６原子％を超えると、保磁力が大
きくなることがわかる。
【００５２】（実施例２）下記表１、表２に示す各組成
になるように原料を調整し、それを実施例１の試料を作
製したときと同様の条件にて、母合金としたのち液体急
冷法を用いて、厚さ約２０μｍ、幅約１５ｍｍの合金薄
帯を得た後、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に打ち
抜いたものを１５枚程度重ねて熱処理を行って、各種の
試料（Ｎｏ.１〜３２）を得た。なお、ここでの熱処理
温度については下記表１、表２に記載された通り、６１
０゜Ｃ（８８３Ｋ）、６２０゜Ｃ（８９３Ｋ）、６３０
゜Ｃ（９０３Ｋ）、６４０゜Ｃ（９１３Ｋ）のいずれか
であり、上記の熱処理温度までの昇温速度は１８０℃／
分、保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０℃
／分とした。得られた各種の試料の磁気特性と、磁歪
と、試料を構成する組織中に析出したｂｃｃ構造を有す
るＦｅ（ｂｃｃＦｅ）の結晶粒の粒径を調べた結果を表
１、表２に合わせて示す。なお、透磁率については、１
０ｋＨｚ、５ｍＯｅの磁界をかけて測定を行った。
になるように原料を調整し、それを実施例１の試料を作
製したときと同様の条件にて、母合金としたのち液体急
冷法を用いて、厚さ約２０μｍ、幅約１５ｍｍの合金薄
帯を得た後、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に打ち
抜いたものを１５枚程度重ねて熱処理を行って、各種の
試料（Ｎｏ.１〜３２）を得た。なお、ここでの熱処理
温度については下記表１、表２に記載された通り、６１
０゜Ｃ（８８３Ｋ）、６２０゜Ｃ（８９３Ｋ）、６３０
゜Ｃ（９０３Ｋ）、６４０゜Ｃ（９１３Ｋ）のいずれか
であり、上記の熱処理温度までの昇温速度は１８０℃／
分、保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０℃
／分とした。得られた各種の試料の磁気特性と、磁歪
と、試料を構成する組織中に析出したｂｃｃ構造を有す
るＦｅ（ｂｃｃＦｅ）の結晶粒の粒径を調べた結果を表
１、表２に合わせて示す。なお、透磁率については、１
０ｋＨｚ、５ｍＯｅの磁界をかけて測定を行った。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】表１乃至表２に示す結果から、ＦｅとＢと
Ｍ（Ｎｂ、又はＮｂとＺｒ）に、元素Ｒｅとして、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄを添加した各組成の試料は、飽
和磁束密度が１．３７Ｔ以上で、最高１．６０Ｔ（試料
Ｎｏ.２９）と大きな値を示していることがわかる。ま
た、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける透磁率は７０００以
上で最高４５０００（試料Ｎｏ.３１）の大きな値とな
っており、さらに、保磁力は０．０４Ｏｅ（試料Ｎｏ.
３１）〜０．３９Ｏｅと小さな値となっており、組成及
び組成比が本発明の範囲である各試料が優れた軟磁気特
性を示していることがわかる。また磁歪についても１０
-7の小さな値が得られており、特に試料Ｎｏ.２３にお
いては零であった。さらに、各試料のｂｃｃＦｅの結晶
粒の平均結晶粒径は表１乃至表２にも示されている通
り、１２〜１８ｎｍの値を示しており、このように小さ
な結晶粒径を有していることにより、組成及び組成比が
本発明の範囲である各試料が優れた軟磁気特性が得られ
ていることがわかる。
Ｍ（Ｎｂ、又はＮｂとＺｒ）に、元素Ｒｅとして、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄを添加した各組成の試料は、飽
和磁束密度が１．３７Ｔ以上で、最高１．６０Ｔ（試料
Ｎｏ.２９）と大きな値を示していることがわかる。ま
た、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける透磁率は７０００以
上で最高４５０００（試料Ｎｏ.３１）の大きな値とな
っており、さらに、保磁力は０．０４Ｏｅ（試料Ｎｏ.
３１）〜０．３９Ｏｅと小さな値となっており、組成及
び組成比が本発明の範囲である各試料が優れた軟磁気特
性を示していることがわかる。また磁歪についても１０
-7の小さな値が得られており、特に試料Ｎｏ.２３にお
いては零であった。さらに、各試料のｂｃｃＦｅの結晶
粒の平均結晶粒径は表１乃至表２にも示されている通
り、１２〜１８ｎｍの値を示しており、このように小さ
な結晶粒径を有していることにより、組成及び組成比が
本発明の範囲である各試料が優れた軟磁気特性が得られ
ていることがわかる。
【００５６】
【発明の効果】以上説明したように本発明にあっては、
（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又
はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に、Ｙを含む希土類
元素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅを添加する
ことにより、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したま
まで磁歪が制御できる。それは、元素Ｒｅは非晶質形成
能を有する元素であるため、添加する元素Ｒｅの種類や
添加量を調整することによりＦｅ基軟磁性合金中の非晶
質相の体積分率をコントロールでき、これにより磁歪を
調整できるからである。また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ
又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ
−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁
歪を調整できるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉ
の濃度の減少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高い
まま維持できる。また、上記元素Ｒｅは安価であり、非
晶質形成能を有する元素であるので、この元素Ｒｅを添
加することにより、高価なＢやＭの添加量を少なくでき
るので、コストダウンが可能である。それは、上記元素
Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）
に固溶せず、非晶質相に残留するので、不純物となら
ず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、Ｂ
やＭの添加量を減らすことができるからである。また、
本発明のＦｅ基軟磁性合金において、上記組成式中のＭ
に、ＺｒとＮｂのうちの少なくとも１種が含まれるよう
にしたものにあっては、微細結晶核の成長速度を小さく
する効果と非晶質形成能を維持したままで、コストを低
く抑えることができる。
（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又
はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に、Ｙを含む希土類
元素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅを添加する
ことにより、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したま
まで磁歪が制御できる。それは、元素Ｒｅは非晶質形成
能を有する元素であるため、添加する元素Ｒｅの種類や
添加量を調整することによりＦｅ基軟磁性合金中の非晶
質相の体積分率をコントロールでき、これにより磁歪を
調整できるからである。また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ
又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ
−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁
歪を調整できるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉ
の濃度の減少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高い
まま維持できる。また、上記元素Ｒｅは安価であり、非
晶質形成能を有する元素であるので、この元素Ｒｅを添
加することにより、高価なＢやＭの添加量を少なくでき
るので、コストダウンが可能である。それは、上記元素
Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）
に固溶せず、非晶質相に残留するので、不純物となら
ず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、Ｂ
やＭの添加量を減らすことができるからである。また、
本発明のＦｅ基軟磁性合金において、上記組成式中のＭ
に、ＺｒとＮｂのうちの少なくとも１種が含まれるよう
にしたものにあっては、微細結晶核の成長速度を小さく
する効果と非晶質形成能を維持したままで、コストを低
く抑えることができる。
【図１】 Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる合金からなる試料と、Ｆｅ
90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金からなる試料の実効透磁率
（μ’）と保磁力の熱処理温度依存性を調べた結果を示
すグラフである。
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる合金からなる試料と、Ｆｅ
90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金からなる試料の実効透磁率
（μ’）と保磁力の熱処理温度依存性を調べた結果を示
すグラフである。
【図２】 Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯から
なる試料の飽和磁束密度、実効透磁率と、保磁力と、磁
歪の添加する元素Ｒｅ依存性を示すグラフである。
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯から
なる試料の飽和磁束密度、実効透磁率と、保磁力と、磁
歪の添加する元素Ｒｅ依存性を示すグラフである。
【図３】 Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自
由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理前の
構造のＸ線回析図形を示すグラフである。
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自
由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理前の
構造のＸ線回析図形を示すグラフである。
【図４】 Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる組成の合金薄帯の自由面
（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理後の構造
のＸ線回析図形を示すグラフである。
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる組成の合金薄帯の自由面
（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理後の構造
のＸ線回析図形を示すグラフである。
【図５】 Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の熱
処理後に析出するＦｅを主成分とするｂｃｃ相の平均結
晶粒径と（１１０）面の格子定数の添加する元素Ｒｅ依
存性を示すグラフである。
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の熱
処理後に析出するＦｅを主成分とするｂｃｃ相の平均結
晶粒径と（１１０）面の格子定数の添加する元素Ｒｅ依
存性を示すグラフである。
【図６】 Ｆｅ90-zＺｒ7Ｂ3Ｎｄz（ｚ＝０〜１０）な
る組成の合金薄帯からなる試料の飽和磁束密度、実効透
磁率と、保磁力と、磁歪の添加する元素Ｒｅの添加量依
存性を示すグラフである。
る組成の合金薄帯からなる試料の飽和磁束密度、実効透
磁率と、保磁力と、磁歪の添加する元素Ｒｅの添加量依
存性を示すグラフである。
フロントページの続き (72)発明者 尾藤 輝夫 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 (72)発明者 小島 章伸 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 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
Claims (8)
- 【請求項１】 下記組成式により示されることを特徴と
するＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素であり、組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは原子％で、０≦ａ≦０．
２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、
０＜ｚ≦５である。 - 【請求項２】 下記組成式により示されることを特徴と
するＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元
素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選
ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土
類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,
Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｔは原子％
で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１
８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５、０≦ｔ≦５である。 - 【請求項３】 前記組成式中のＭは、ＺｒとＮｂのうち
の少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１又は
２に記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項４】 前記組成式中のＲｅは、Ｙ、Ｌａ、Ｃ
ｅ、Ｐｒ、Ｎｄのうちの少なくとも１種を含んでいるこ
とを特徴とする請求項１、２又は３に記載のＦｅ基軟磁
性合金。 - 【請求項５】 前記組成式中の組成比を示すｚは、原子
％で、０．１≦ｚ≦５であることを特徴とする請求項１
乃至４のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項６】 前記組成式中の組成比を示すｚは、原子
％で、０．１≦ｚ≦１であることを特徴とする請求項１
乃至４のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項７】 前記組成式中の組成比を示すｙは、原子
％で、４≦ｙ≦９であることを特徴とする請求項１乃至
６のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項８】 Ｆｅと、Ｔｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,
Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素Ｍと、
Ｂを少なくとも含む合金溶湯を急冷することにより非晶
質合金を得た後、熱処理によりｂｃｃ構造のＦｅを主体
とする平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶相を析出
させてＦｅ基軟磁性合金を製造するに際して、 前記合金溶湯にさらにＹを含む希土類元素のうちから選
ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅを添加し、このと
き添加する元素Ｒｅの種類と添加量を調整することによ
り、得られるＦｅ基軟磁性合金の磁歪を制御することを
特徴とするＦｅ基軟磁性合金の磁歪の調整方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24061899A JP3723016B2 (ja) | 1998-08-28 | 1999-08-26 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-244183 | 1998-08-28 | ||
| JP24418398 | 1998-08-28 | ||
| JP24061899A JP3723016B2 (ja) | 1998-08-28 | 1999-08-26 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144347A true JP2000144347A (ja) | 2000-05-26 |
| JP3723016B2 JP3723016B2 (ja) | 2005-12-07 |
Family
ID=26534825
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24061899A Expired - Lifetime JP3723016B2 (ja) | 1998-08-28 | 1999-08-26 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3723016B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006126553A1 (ja) * | 2005-05-26 | 2006-11-30 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | 低磁歪体及びこれを用いた圧粉磁芯 |
| JP2020025077A (ja) * | 2018-08-02 | 2020-02-13 | 株式会社東芝 | 複数の扁平磁性金属粒子、圧粉材料及び回転電機 |
| WO2021066056A1 (ja) * | 2019-09-30 | 2021-04-08 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金および磁性部品 |
| US11692250B2 (en) | 2018-08-02 | 2023-07-04 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Plurality of flaky magnetic metal particles, pressed powder material, and rotating electric machine |
-
1999
- 1999-08-26 JP JP24061899A patent/JP3723016B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006126553A1 (ja) * | 2005-05-26 | 2006-11-30 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | 低磁歪体及びこれを用いた圧粉磁芯 |
| JP2006332328A (ja) * | 2005-05-26 | 2006-12-07 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | 低磁歪体及びこれを用いた圧粉磁芯 |
| JP2020025077A (ja) * | 2018-08-02 | 2020-02-13 | 株式会社東芝 | 複数の扁平磁性金属粒子、圧粉材料及び回転電機 |
| JP7258646B2 (ja) | 2018-08-02 | 2023-04-17 | 株式会社東芝 | 複数の扁平磁性金属粒子、圧粉材料及び回転電機 |
| US11692250B2 (en) | 2018-08-02 | 2023-07-04 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Plurality of flaky magnetic metal particles, pressed powder material, and rotating electric machine |
| WO2021066056A1 (ja) * | 2019-09-30 | 2021-04-08 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金および磁性部品 |
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|---|---|
| JP3723016B2 (ja) | 2005-12-07 |
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