JP2001316724A

JP2001316724A - 高周波用磁心の製造方法

Info

Publication number: JP2001316724A
Application number: JP2000137744A
Authority: JP
Inventors: Yutaka Naito; 豊内藤
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 2000-05-10
Filing date: 2000-05-10
Publication date: 2001-11-16

Abstract

(57)【要約】【課題】１ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率等
の磁気特性が優れ、しかもコアロスが低い高周波用磁心
の製造方法の提供。【解決手段】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種または２種
以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または２種以上の
元素Ｍと、Ｂとを含む合金溶湯を急冷し、非晶質を主体
とする合金薄帯または薄板を得た後に、該合金薄帯また
は薄板に磁場中熱処理を施して平均結晶粒径５０ｎｍ以
下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒を組織の少なくと
も５０％以上析出させ、残部を非晶質相とするとともに
１ＭＨｚの実効透磁率を１０００以上とし、かつ１ＭＨ
ｚのコアロスを１０％以上低減する高周波用磁心１の製
造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、スイッチング電源
用トランスやチョークコイル、中性子ビーム入射装置用
サージブロッカー、高電圧パルス発生装置用トランス、
粒子加速器等に用いることができる高周波特性が優れた
高周波用磁心の製造方法に係わり、特に、１ＭＨｚ以上
の高周波領域での実効透磁率等の磁気特性が優れ、しか
もコアロスが低い高周波用磁心を製造する方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】スイッチング電源のトランス等に使用さ
れる磁心材料としては、従来、主にＭｎ−Ｚｎフェライ
トが用いられており、また、１００ｋＨｚ以下の周波数
領域で駆動するスイッチング電源用トランスとして上記
Ｍｎ−Ｚｎフェライトより高飽和磁束密度のＦｅ基非晶
質合金が用いられている。ところがこのＦｅ基非晶質合
金は、磁歪が大きいために機械的ストレスにより特性が
劣化しやすく、また、カットコア等とした場合のように
加工条件によっては、高周波領域における磁気特性が劣
化してしまうという問題があった。そこで、本願発明者
らは上記のような問題を改善できるものとして、Ｆｅ−
Ｍ−Ｂ系の軟磁性合金（ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうちから選択される元素）
を磁心材料として使用することを考えている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記Ｆ
ｅ−Ｍ−Ｂ系の軟磁性合金から構成した磁心は、Ｆｅ−
Ｍ−Ｂ系の合金溶湯を急冷して得られた非晶質を主体と
する合金薄帯を巻回等の加工を施した後、所定の温度で
加熱するだけの単純な熱処理を施すことにより製造した
ものであるため、より高い周波数領域、例えば、１ＭＨ
ｚ以上の周波数領域で使用すると、透磁率が低く、コア
ロスが大きくなってしまうという問題があった。従っ
て、１ＭＨｚ以上の周波数領域で使用する用途に用いる
場合、特に、中性子ビーム入射装置用サージブロッカー
等のように１ＭＨｚ〜１０ＭＨｚで使用される用途に用
いる場合には、上記問題がより顕著になってしまうた
め、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率等の磁気
特性が優れ、しかもコアロスが低い高周波用磁心の製造
方法が要望されているが、そのような高周波用磁心の製
造方法は未だ実用化されていなかった。

【０００４】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
で、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率等の磁気
特性が優れ、しかもコアロスが低い高周波用磁心の製造
方法を提供することを課題としている。

【０００５】

【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。本発明の高周波
用磁心の製造方法は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種また
は２種以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または２種
以上の元素Ｍと、Ｂとを含む合金溶湯を急冷し、非晶質
を主体とする合金薄帯または薄板を得た後に、該合金薄
帯または薄板に磁場中熱処理を施して平均結晶粒径５０
ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒を組織の少
なくとも５０％以上析出させ、残部を非晶質相とすると
ともに１ＭＨｚの実効透磁率を１０００以上とし、かつ
１ＭＨｚのコアロスを１０％以上低減することを特徴と
する。

【０００６】本発明の高周波用磁心の製造方法は、上記
の元素を含む合金溶湯を急冷して得られた非晶質を主体
とする合金薄帯または薄板に磁場中熱処理を施すことに
より、この合金薄帯または薄板を、平均結晶粒径５０ｎ
ｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒を主体とし、
残部が非晶質相である組織から構成することができるう
え、熱処理を施すときに磁場を印加しない（無磁場熱処
理を施す）場合と比べて１ＭＨｚ以上の高周波領域での
実効透磁率を向上させることができ、しかも１ＭＨｚ以
上の高周波領域でのコアロスを低減できるので、上記の
磁場中熱処理を施された合金薄帯または薄板から高周波
用磁心を構成すると、１ＭＨｚで使用したときの実効透
磁率が１０００以上で、かつ１ＭＨｚのコアロスを無磁
場熱処理の場合よりも１０％以上低減された高周波用磁
心を製造できる。上記薄帯または薄板に熱処理に施した
ものは、平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造
のＦｅの結晶粒からなる微細結晶相を主体として、該微
細結晶相とその粒界に存在する粒界非晶質からなる組織
から構成されたものとなるので、優れた軟磁気特性を発
揮することができる。それは、析出したｂｃｃ構造の結
晶粒が５０ｎｍ以下と微細なために、結晶磁気異方性が
ｂｃｃ構造の結晶粒子間の磁気相互作用により平均化さ
れ、みかけの結晶磁気異方性が小さくなるためであると
考えられる。上記薄帯または薄板を磁場中熱処理するこ
とにより、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率を
向上させることができ、しかも１ＭＨｚ以上の高周波領
域でのコアロスを低減できるのは、磁場中熱処理により
一軸磁気異方性を導入することができるので、磁場中熱
処理を施す際の磁場の方向を制御することにより、磁路
と直交した方向に磁化容易軸が形成されるので、高周波
特性が改善できるからである。従って、本発明の高周波
用磁心の製造方法により製造された高周波用磁心は、１
ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率等の磁気特性が
優れ、しかもコアロスが低いので、高周波特性が優れて
おり、スイッチング電源用トランスやチョークコイル、
中性子ビーム入射装置用サージブロッカー、高電圧パル
ス発生装置用トランス、粒子加速器等に備えられる磁心
として好適に用いることができる。

【０００７】上記の構成の本発明の高周波用磁心の製造
方法においては、上記合金薄帯または薄板に磁場中熱処
理を施して１ＭＨｚのコアロスを２０％以上低減した高
周波用磁心を製造することもできる。それは、上記合金
溶湯に添加する元素によっては、すなわち、上記合金溶
湯の組成によっては、１ＭＨｚ以上のコアロスを無磁場
熱処理の場合よりも１０％以上低減することができる。
特に、上記合金溶湯に添加する元素として、元素Ｔとし
てＦｅを選択し、元素ＭとしてＺｒおよび／またはＮｂ
を必須として選択し、さらにＢを必須として含むように
した場合は、１ＭＨｚのコアロスを無磁場熱処理に比べ
て２０％以上低減した磁心を好適に製造することができ
る。

【０００８】また、上記のいずれかの構成の本発明の高
周波用磁心の製造方法においては、上記合金薄帯または
薄板に磁場中熱処理を施す際の熱処理温度を７７３Ｋ
（５００℃）乃至９７３Ｋ（７００℃）とすることが好
ましい。磁場中熱処理を施す際の熱処理温度が７７３Ｋ
（５００℃）未満であると、Ｆｅの微結晶が析出せず良
好な軟磁気特性が得られなくなってしまい、９７３Ｋ
（７００℃）を越えるとＦｅ₂ＢまたはＦｅ₃Ｂ等の化合
物が析出し良好な軟磁気特性が得られなくなってしま
う。さらに、上記のいずれかの構成の本発明の高周波用
磁心の製造方法においては、上記合金薄帯または薄板に
磁場中熱処理を施す際の印加磁場の大きさを８０ｋＡ／
ｍ（１ｋＯｅ）以上とすることが好ましい。磁場中熱処
理を施す際の印加磁場の大きさが８０ｋＡ／ｍ（１ｋＯ
ｅ）未満であると誘導磁気異方性が得られず軟磁気特性
の向上が得られなくなってしまう。

【０００９】さらにまた、上記のいずれかの構成の本発
明の高周波用磁心の製造方法においては、上記合金薄帯
または薄板として下記の組成式で表される組成を有する
ものを用いることが好ましい。Ｔ_100-x-y-z-tＭ_xＭ'_yＭ"_zＸ_t ただし、ＴはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏのうち１種または２種以
上の元素であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または２種以上の元素で
あり、Ｍ'はＣｕ、Ａｇ、Ａｕのうち１種または２種以
上の元素、Ｍ"はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏ
ｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上の元素であり、Ｘは
Ｓｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃのうち１種または
２種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔは
原子％で、１≦ｘ≦３０、０≦ｙ≦３、０≦ｚ≦１０、
０．５≦ｔ≦３０である。

【００１０】また、本発明においては、上記組成式中の
元素ＴがＦｅであり、元素ＸがＢであり、元素ＭがＺｒ
および／またはＮｂであり、組成比を示すｘ、ｔは原子
％で、４≦ｘ≦１２、０．５≦ｔ≦１８とすることが得
られる高周波用磁心の飽和磁束密度を高くでき、１．４
Ｔ以上の飽和磁束密度を示す高周波用磁心を製造できる
点でより好ましい。また、本発明においては、上記組成
式中の組成比を示すｘ、ｔは原子％で、４≦ｘ≦９、
０．５≦ｔ≦１０とすることがさらに好ましい。

【００１１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の高周波用磁心の製
造方法の実施形態例について説明する。（第１実施形態）図１は、本発明の高周波用磁心の製造
方法の第１実施形態により得られた高周波用磁心を示す
斜視図である。図中、符号１は高周波用磁心である。こ
の高周波用磁心１は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種また
は２種以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または２種
以上の元素Ｍと、Ｂとを含む合金薄帯２が円環状に巻回
され、磁場中熱処理が施されてなるものである。ここで
合金薄帯２に磁場中熱処理を施したものは、軟磁性を示
す。この軟磁性を示す合金薄帯を軟磁性合金薄帯２と呼
ぶ。

【００１２】上記軟磁性合金薄帯２に適用して有効な組
成としては、下記の組成式で示されるものが挙げられ
る。Ｔ_100-x-y-z-tＭ_xＭ'_yＭ"_zＸ_t ただし、ＴはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏのうち１種または２種以
上の元素であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち種または２種以上の元素であ
り、Ｍ'はＣｕ、Ａｇ、Ａｕのうち１種または２種以上
の元素、Ｍ"はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏｓ、
Ｐｒのうち１種または２種以上の元素であり、ＸはＳ
ｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃのうち１種または２
種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔは原
子％で、１≦ｘ≦３０、０≦ｙ≦３、０≦ｚ≦１０、
０．５≦ｔ≦３０である。上記組成式中の元素ＴがＦｅ
であり、元素ＸがＢであり、元素ＭがＺｒおよび／また
はＮｂであり、組成比を示すｘ、ｔは原子％で、４≦ｘ
≦１２、０．５≦ｔ≦１８であることがより好ましい。
また、上記組成式中の組成比を示すｘ、ｔは原子％で、
４≦ｘ≦９、０．５≦ｔ≦１０であることがさらに好ま
しい。

【００１３】上記軟磁性合金薄帯２は、平均結晶粒径５
０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒を主体と
し、残部が非晶質相である組織から構成されているの
で、透磁率が優れるなどの優れた軟磁気特性を発揮する
ことができる。それは、析出したｂｃｃ構造の結晶粒が
５０ｎｍ以下と微細なために、結晶磁気異方性がｂｃｃ
構造の結晶粒子間の磁気相互作用により平均化され、み
かけの結晶磁気異方性が小さくなるためであると考えら
れる。

【００１４】上記軟磁性合金薄帯２は、磁場中熱処理が
施されたことにより、磁場中熱処理により一軸磁気異方
性を導入することができるので、磁場中熱処理を施す際
の磁場の方向を制御することにより、磁路と直交した方
向に磁化容易軸が形成されるので、高周波特性が改善さ
れ、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率を向上さ
せることができ、しかも１ＭＨｚ以上の高周波領域での
コアロスを低減できる。従って、このような軟磁性合金
薄帯２から構成された高周波用磁心１は、１ＭＨｚで使
用したときの実効透磁率が１０００以上であり、上記薄
帯２を無磁場熱処理して得られたものに比べて１ＭＨｚ
のコアロスを１０％以上低減されたものである。

【００１５】次に、本発明の高周波用磁心の製造方法の
第１実施形態について説明する。まず、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉのうち１種または２種以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのう
ち１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂとを含む合金溶湯
を用意する。ここで用いられる合金溶湯に適用して有効
な組成としては、下記の組成式で示されるものが挙げら
れる。Ｔ_100-x-y-z-tＭ_xＭ'_yＭ"_zＸ_t ただし、ＴはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏのうち１種または２種以
上の元素であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち種または２種以上の元素であ
り、Ｍ'はＣｕ、Ａｇ、Ａｕのうち１種または２種以上
の元素、Ｍ"はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏｓ、
Ｐｒのうち１種または２種以上の元素であり、ＸはＳ
ｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃのうち１種または２
種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔは原
子％で、１≦ｘ≦３０、０≦ｙ≦３、０≦ｚ≦１０、
０．５≦ｔ≦３０である。

【００１６】上記組成式中の元素ＴがＦｅであり、元素
ＸがＢであり、元素ＭがＺｒおよび／またはＮｂであ
り、組成比を示すｘ、ｔは原子％で、４≦ｘ≦１２、
０．５≦ｔ≦１８であることがより好ましい。また、上
記組成式中の組成比を示すｘ、ｔは原子％で、４≦ｘ≦
９、０．５≦ｔ≦１０であることがさらに好ましい。

【００１７】本発明で用いられる合金溶湯の組成系にお
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。上記組成の軟磁性合金においては、
Ｆｅの添加量（組成比）を示す１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ
の値、あるいはＦｅと、Ｃｏおよび／またはＮｉの添加
量（組成比）の合計を示す１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔの値
は、９８．５原子％以下であり、好ましくは９５．５原
子％以下である。上記の磁性を担う元素の添加量が９
５．５原子％を超えると液体急冷法によって非晶質単相
の薄帯を得ることが困難になり、この結果、磁場中熱処
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、上記の磁性
を担う元素の添加量が７０原子％以上であることがより
好ましい。この磁性を担う元素が７０原子％未満では、
飽和磁束密度（Ｂs）１Ｔ以上を得ることが困難となり
好ましくない。従って、元素Ｔの範囲を７０原子％≦
（１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ）≦９５．５原子％とした。
また、容易に液体急冷法によって非晶質単相の薄帯を得
ることができ、なおかつ、高い飽和磁束密度を得るため
には、元素Ｔの範囲を８１原子％以上９０原子％以下と
することがさらに好ましい。

【００１８】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。上
記組成式中の元素Ｔとしては、少なくともＦｅを選択す
るのが、低コストとできる点、飽和磁束密度を高くでき
る点で好ましい。

【００１９】上記組成式中の元素Ｘのうちの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、および磁場中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、上記組成式中の元素Ｍのうちの
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂは、ｂｃｃ-Ｆｅに対してほとんど固
溶しないとされるが、合金溶湯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、この後に施す磁場中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ｂｃｃ−Ｆｅから排出されるＺ
ｒ、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、Ｎｂ）系の合金に
元素ＸとしてＢを添加することが好ましい。

【００２０】Ｂの添加量を示すｔ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、ｔ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５０ｎｍ以下に調整することができ
る。従って、Ｂの添加量を示すｔの添加量は、０．５原
子％以上、１８原子％以下とすることが好ましく、より
好ましくは０．５原子以上、１０原子％以下とすること
が好ましい。

【００２１】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、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｍｎのいずれか１種または２種以上と置換すること
ができる。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ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、Ｚ
ｒ、Ｎｂのいずれか一方または両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。

【００２２】元素Ｍの添加量を示すｘが４原子％未満で
は、核成長速度を小さくする効果が小さくなり、結晶粒
径が粗大化して軟磁性が低下する。Ｆｅ−Ｈｆ−Ｂ系合
金の場合、Ｈｆ＝５原子％での平均結晶粒径は１３ｎｍ
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ｘが１２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、特性が低下してしまう。従って、元素Ｍの添
加量としては、４原子％以上、１２原子％以下とするこ
とが好ましく、より好ましくは４原子％以上、９原子％
以下とすることが好ましい。

【００２３】中でもＮｂ、Ｃｒ、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
加して軟磁性合金薄帯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、高周波用磁
心を安価に製造することができる。

【００２４】また、元素Ｘとしては、Ｓｉ、Ｂ、Ａｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃのうちの１種または２種以上を含有
させるようにすることが好ましい。上記の元素のうちＳ
ｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ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４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。また、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ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はその効果が特に大きい。またＧ
ｅ、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、Ａｌ、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。

【００２５】Ｐ、Ｃは、上記元素Ｍとの親和力、特に、
Ｚｒ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、Ｂ
と同様の役目をし、飽和磁束密度の減少を少なくでき、
なおかつ、比抵抗を上げることができ、高周波における
透磁率等の軟磁気特性の向上が可能である。ＰやＣは安
価であり、これらＰ及び／又はＣの添加することによ
り、Ｂや元素Ｍの添加量を少なくしても、飽和磁束密度
や磁歪が劣化させることなく、高周波における透磁率等
の軟磁気特性を上げることができるので、コストを低く
抑えることができる。

【００２６】また、元素Ｍ’としてＣｕ、Ａｇ、Ａｕの
１種または２種以上の元素を３原子％以下含有させる
と、軟磁気特性が改善される。Ｃｕ等のように、Ｆｅと
固溶しない元素を微量添加することにより、組成が揺ら
ぎ、Ｃｕが結晶化の初期段階にクラスターを形成し、相
対的にＦｅリッチな領域が生じ、ｂｃｃ−Ｆｅの核生成
頻度を増加させることができる。また、結晶化温度を示
差熱分析法により測定したところ、上記Ｃｕ、Ａｇ等の
元素の添加は結晶化温度をやや低めるようである。これ
は、これらの添加により非晶質中に組成揺らぎが導入さ
れ、その結果、非晶質の安定性が低下したことに起因す
ると考えられる。組成揺らぎを伴った非晶質相が結晶化
する場合、部分的に結晶化しやすい領域が多数でき均一
核生成するため、得られる合金組成が微細結晶粒組織と
なると考えられる。以上の観点からこれらの元素以外の
元素でも結晶化温度を低下させる元素には、同様の効果
が期待できる。

【００２７】尚、これらの元素以外でも耐食性を改善す
るために、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｐｒ
などのうちの１種または２種以上の元素Ｍ”を添加する
ことも可能である。これらの元素は、１０原子％よりも
多く添加すると、飽和磁束密度の劣化が著しくなるた
め、添加量は１０原子％以下とする必要がある。また、
他に、必要に応じてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、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。その他、上記組成系の合
金溶湯において、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
も本発明で用いる合金溶湯の組成と同一とみなすことが
できるのは勿論である。

【００２８】そして、上記のようなＴ_100-x-y-z-tＭ
_xＭ'_yＭ"_zＸ_tなる組成からなる合金溶湯を用意したなら
ば、この合金溶湯を急冷し、非晶質相を主体とする合金
薄帯を作製する。ここで合金薄帯を作製する具体的方法
としては、特開平４−３２３３５１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。ついで、作製した合金薄帯を円
環状に巻まわして巻き磁心とする。引き続きこの巻心を
磁場中熱処理することにより、上記合金薄帯の非晶質相
の中の一部を結晶化させ、平均粒径５０ｎｍ以下の微細
なｂｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）を組織の５
０％以上析出させ、残部が非晶質相とするとともに１Ｍ
Ｈｚの実効透磁率を１０００以上とし、かつ１ＭＨｚの
コアロス１０％以上低減すると、図１に示すような高周
波用磁心１が得られる。上記非晶質相を主体とする合金
薄帯に、上記磁場中熱処理を施したものは、軟磁性合金
薄帯２である。

【００２９】磁場中熱処理により平均結晶粒径５０ｎｍ
以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒からなる微細結晶相が
組織の少なくとも５０％以上析出したのは、急冷状態の
非晶質合金薄帯は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
５０ｎｍ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ｂｃ
ｃ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７７３Ｋ〜９７３Ｋ
（５００〜７００℃）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、Ｆｅ₃Ｂ、
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９
７３Ｋ以上である。

【００３０】したがって、本発明において、上記合金薄
帯を磁場中熱処理する際の保持温度（熱処理温度）は、
７７３Ｋ（５００℃）〜９７３Ｋ（７００℃）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。上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温速度は、
１０〜２００℃／分（１０〜２００Ｋ／分）の範囲が好
ましく、２０〜２００℃／分（２０〜２００Ｋ／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。

【００３１】また、上記合金薄帯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ＣｕおよびＳｉ、殊にＳｉを含
まない組成の場合には、１０分以下の保持時間で優れた
磁心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。

【００３２】また、熱処理を磁場中で行うことにより、
磁場中熱処理により一軸磁気異方性を導入することがで
きるので、磁場中熱処理を施す際の磁場の方向を制御す
ることにより、磁路と直交した方向に磁化容易軸が形成
されるので、高周波特性が改善され、１ＭＨｚ以上の高
周波領域での実効透磁率を向上させることができ、しか
も１ＭＨｚ以上の高周波領域でのコアロスを低減でき
る。上記の熱処理時に印加する磁場の大きさとしては、
８０ｋＡ／ｍ（１ｋＯｅ）以上とすることが好ましい。
また、熱処理時に印加する磁場の大きさの上限として
は、生産設備の制約上、２４０ｋＡ／ｍ（３ｋＯｅ）以
下とすることが好ましい。

【００３３】上記のような第１実施形態の高周波用磁心
の製造方法によれば、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実
効透磁率等の磁気特性が優れ、しかもコアロスが低い高
周波用磁心１を製造できる。この高周波用磁心１は、高
周波特性が優れており、スイッチング電源用トランスや
チョークコイル、中性子ビーム入射装置用サージブロッ
カー、高電圧パルス発生装置用トランス、粒子加速器等
に備えられる磁心として好適に用いることができる。

【００３４】（第２実施形態）図２は、本発明の高周波
用磁心の製造方法の第２実施形態により得られた高周波
用磁心を示す斜視図である。図中、符号１１は高周波用
磁心である。この高周波用磁心１１は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉのうち１種または２種以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのう
ち１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂとを含むリング状
の合金薄板１２が積層され、磁場中熱処理が施されてな
る円環状のものである。ここで合金薄板１２に磁場中熱
処理を施したものは、軟磁性を示す。この軟磁性を示す
合金薄板を軟磁性合金薄板１２と呼ぶ。上記リング状の
軟磁性合金薄板１２は、第１実施形態の軟磁性合金薄帯
２を構成する軟磁性合金と同様の軟磁性合金から構成さ
れている。このような軟磁性合金薄板１２から構成され
た高周波用磁心１１は、１ＭＨｚで使用したときの実効
透磁率が１０００以上であり、上記薄帯２を無磁場熱処
理して得られたものに比べて１ＭＨｚのコアロスを１０
％以上低減されたものである。

【００３５】第２実施形態の高周波用磁心の製造方法
は、上記第１実施形態と同様にして得られた非晶質相を
主体とする合金薄帯を作製した後、この合金薄帯を打ち
抜いてリング状の合金薄板を複数枚作製し、ついで、作
製したリング状の合金薄板を複数積層して積層磁心とす
る。ついで、この積層磁心に上記第１実施形態と同様に
して磁場中熱処理を施すことにより、上記合金薄板の非
晶質相の中の一部を結晶化させ、平均粒径５０ｎｍ以下
の微細なｂｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）を組
織の５０％以上析出させ、残部が非晶質相とするととも
に１ＭＨｚの実効透磁率を１０００以上とし、かつ１Ｍ
Ｈｚのコアロスを１０％以上低減すると、図２に示すよ
うな高周波用磁心１１が得られる。上記非晶質相を主体
とする合金薄板に、上記磁場中熱処理を施したものは、
軟磁性合金薄板１２である。

【００３６】上記のような第２実施形態の高周波用磁心
の製造方法によれば、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実
効透磁率等の磁気特性が優れ、しかもコアロスが低い高
周波用磁心１１を製造できる。

【００３７】

【実施例】以下、実施例、比較例により更に具体的に説
明する。（実験例１）（磁心の作製）Ｆｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉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２０μ
ｍ、幅１ｍｍのＦｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉なる組成の合金薄帯を得
た。次に得られた合金薄帯を、円環状に巻きまわし、下
記の熱処理条件で磁場中熱処理を行い、図１に示すよう
な外径８．９ｍｍ、内径４．０ｍｍ、高さが１ｍｍの磁
心（実施例１）を得た。

【００３８】熱処理条件は、昇温速度４０゜Ｃ／分（４
０Ｋ／分）、熱処理温度６８０゜Ｃ（９５３Ｋ）、この
熱処理温度での保持時間は３０分、磁場強度は磁路と直
交する方向（Ｚ）に１６０Ａ／ｍ（２ｋＯｅ）とした。

【００３９】（測定）得られた実施例１の磁心の１００
ｋＨｚ〜１０ＭＨｚにおける実効透磁率（μ’）につい
て測定した結果を下記表１に示す。ここでの実効透磁率
の測定は、インピーダンスアナライザーを用い、測定条
件は４００ｍＡ／ｍ（５ｍＯｅ）とした。また、実施例
１の磁心の１００ｋＨｚ〜２ＭＨｚ（２０００ｋＨｚ）
におけるコアロスについて測定した結果を下記表２及び
表３に示す。ここでのコアロスの測定は、凌和電子株式
会社製の交流磁化試験装置（ＭＭＳ０３７５９）を用
い、測定条件は磁場（Ｂｍ）が５０ｍＴ、１００ｍＴと
した。

【００４０】また、比較のために、熱処理を施す際に磁
場を印加しない以外は実施例１と同様にして作製した磁
心（比較例１）の１００ｋＨｚ〜１０ＭＨｚにおける実
効透磁率（μ’）について上記方法と同様にして測定し
た結果を表１に合わせて示す。また、比較例１の磁心の
１００ｋＨｚ〜２ＭＨｚ（２０００ｋＨｚ）におけるコ
アロスについて上記方法と同様にして測定した結果を表
２及び表３に合わせて示す。

【００４１】

【表１】

【００４２】表１中の実施例１の実効透磁率の欄の括弧
内の数値は、比較例１の実効透磁率に対する実施例１の
実効透磁率の増加割合である。

【００４３】

【表２】

【００４４】表２中の実施例１のコアロスの欄の括弧内
の数値は、比較例１のコアロスに対する実施例１のコア
ロスの減少割合である。

【００４５】

【表３】

【００４６】表３中の実施例１のコアロスの欄の括弧内
の数値は、比較例１のコアロスに対する実施例１のコア
ロスの減少割合である。

【００４７】表１に示した結果から明らかなようにＦｅ
₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉なる組成の合金薄帯を磁場中熱処理して得ら
れた実施例１の磁心の１００ｋＨｚ〜１０ＭＨｚにおけ
る実効透磁率は、無磁場熱処理した比較例１の磁心の実
効透磁率よりも大きいことがわかる。また、実施例１の
磁心は、特に、１ＭＨｚ〜２ＭＨｚの高周波領域におけ
る実効透磁率が比較例１のものより５６％以上大きくな
っており、２ＭＨｚ以上の範囲になると、その差は、よ
り顕著となっている。また、表２、表３に示した結果か
ら明らかなようにＦｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉なる組成の合金薄帯を
磁場中熱処理して得られた実施例１の磁心の１００ｋＨ
ｚ〜２ＭＨｚにおけるコアロスは、無磁場熱処理した比
較例１の磁心のコアロスよりも小さいことがわかる。ま
た、実施例１の磁心は、特に、１ＭＨｚ〜２ＭＨｚの高
周波領域におけるコアロスが比較例１のものより２７％
以上小さくなっており、２ＭＨｚ以上の範囲になると、
その差は、より顕著となっている。以上のことから実施
例１のものは、比較例１のものに比べて、１ＭＨｚ以上
の高周波領域での実効透磁率等の磁気特性が優れてお
り、しかもコアロスが低いので、高周波特性が優れてお
り、１ＭＨｚ以上の高周波領域においても良好に動作
し、スイッチング電源用トランスや中性粒子ビーム入射
装置用サージブロッカー等に用いる高周波用磁心として
優れていることがわかる。

【００４８】（実験例２）（磁心の作製）Ｆｅ_73.5Ｃｕ₁Ｎｂ₃Ｓｉ_13.5Ｂ₉なる組
成になるように原料を調整した以外は、実験例１と同様
にして厚さ２０μｍ、幅１ｍｍのＦｅ_73.5Ｃｕ₁Ｎｂ₃Ｓ
ｉ_13.5Ｂ₉なる組成の合金薄帯を得た。次に得られた合
金薄帯を、実験例１と同様にして円環状に巻きまわし、
下記の熱処理条件で磁場中熱処理を行い、図１に示すよ
うな外径８．９ｍｍ、内径４．０ｍｍ、高さが１ｍｍの
磁心（実施例２）を得た。

【００４９】熱処理条件は、昇温速度４０゜Ｃ／分（４
０Ｋ／分）、熱処理温度５７０゜Ｃ（８４３Ｋ）、この
熱処理温度での保持時間は３０分、磁場強度は磁路と直
交する方向（Ｚ）に１６０Ａ／ｍ（２ｋＯｅ）とした。

【００５０】（測定）得られた実施例２の磁心の１００
ｋＨｚ〜１０ＭＨｚにおける実効透磁率（μ’）につい
て上記方法と同様にして測定した結果を下記表４に示
す。ここでの実効透磁率の測定は、インピーダンスアナ
ライザーを用い、測定条件は４００ｍＡ／ｍ（５ｍＯ
ｅ）とした。また、実施例２の磁心の１００ｋＨｚ〜２
ＭＨｚ（２０００ｋＨｚ）におけるコアロスについて上
記方法と同様にして測定した結果を下記表５及び表６に
示す。

【００５１】また、比較のために、熱処理を施す際に磁
場を印加しない以外は実施例２と同様にして作製した磁
心（比較例２）の１００ｋＨｚ〜１０ＭＨｚにおける実
効透磁率（μ’）について上記方法と同様にして測定し
た結果を表４に合わせて示す。また、比較例２の磁心の
１００ｋＨｚ〜２ＭＨｚ（２０００ｋＨｚ）におけるコ
アロスについて上記方法と同様にして測定した結果を表
５及び表６に合わせて示す。

【００５２】

【表４】

【００５３】表４中の実施例２の実効透磁率の欄の括弧
内の数値は、比較例２の実効透磁率に対する実施例２の
実効透磁率の増加割合である。

【００５４】

【表５】

【００５５】表５中の実施例２のコアロスの欄の括弧内
の数値は、比較例２のコアロスに対する実施例２のコア
ロスの減少割合である。

【００５６】

【表６】

【００５７】表６中の実施例２のコアロスの欄の括弧内
の数値は、比較例２のコアロスに対する実施例２のコア
ロスの減少割合である。

【００５８】表４に示した結果から明らかなようにＦｅ
_73.5Ｃｕ₁Ｎｂ₃Ｓｉ_13.5Ｂ₉なる組成の合金薄帯を磁場
中熱処理して得られた実施例２の磁心の１００ｋＨｚ〜
１０ＭＨｚにおける実効透磁率は、無磁場熱処理した比
較例２の磁心の実効透磁率よりも大きいことがわかる。
また、実施例２の磁心は、特に、１ＭＨｚ〜２ＭＨｚの
高周波領域における実効透磁率が比較例１のものより９
２％以上大きくなっている。また、表５、表６に示した
結果から明らかなようにＦｅ_73.5Ｃｕ₁Ｎｂ₃Ｓｉ₁₃ _.5Ｂ
₉なる組成の合金薄帯を磁場中熱処理して得られた実施
例２の磁心の１００ｋＨｚ〜２ＭＨｚにおけるコアロス
は、無磁場熱処理した比較例２の磁心のコアロスよりも
小さいことがわかる。また、実施例２の磁心は、特に、
１ＭＨｚ〜２ＭＨｚの高周波領域におけるコアロスが比
較例２のものより７％以上小さくなっている。以上のこ
とから実施例２のものは、比較例２のものに比べて、１
ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率等の磁気特性が
優れており、しかもコアロスが低いので、高周波特性が
優れており、１ＭＨｚ以上の高周波領域においても良好
に動作し、スイッチング電源用トランスや中性粒子ビー
ム入射装置用サージブロッカー等に用いる高周波用磁心
として優れていることがわかる。

【００５９】

【発明の効果】以上説明したように本発明の高周波用磁
心の製造方法によれば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種ま
たは２種以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または
２種以上の元素Ｍと、Ｂとを含む合金溶湯を急冷し、非
晶質を主体とする合金薄帯または薄板を得た後に、該合
金薄帯または薄板に磁場中熱処理を施して平均結晶粒径
５０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒を組織
の少なくとも５０％以上析出させ、残部を非晶質相とす
るとともに１ＭＨｚの実効透磁率を１０００以上とし、
かつ１ＭＨｚのコアロスを１０％以上低減することによ
り、１ＭＨｚ以上の高周波領域での実効透磁率等の磁気
特性が優れ、しかもコアロスが低い高周波用磁心を製造
できる。従って、本発明の高周波用磁心の製造方法によ
りた高周波用磁心を製造すると、高周波特性を向上でき
るので、スイッチング電源用トランスやチョークコイ
ル、中性子ビーム入射装置用サージブロッカー、高電圧
パルス発生装置用トランス、粒子加速器等に備えられる
磁心として好適に用いることができる磁心を製造でき
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の高周波用磁心の製造方法の第１実施
形態により得られた高周波用磁心を示す斜視図である。

【図２】本発明の高周波用磁心の製造方法の第２実施
形態により得られた高周波用磁心を示す斜視図である。

【符号の説明】

１、１１・・・高周波用磁心、２・・・軟磁性合金薄帯、１２
・・・軟磁性合金薄板。

───────────────────────────────────────────────────── 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）Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｃ２２Ｆ 1/10 ＥＨ０１Ｆ 1/153 Ｈ０１Ｆ 41/02 Ａ 27/24 Ｃ 27/25 Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｂ 30/00 ６０８ 41/02 ６２３６６０Ｃ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２６０８６９１Ｂ６２３Ｈ０１Ｆ 1/14 Ｃ６６０ 27/24 Ｃ６８２Ｂ６９１ 31/00 Ａ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種または２種
以上の元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または２種以上の
元素Ｍと、Ｂとを含む合金溶湯を急冷し、非晶質を主体
とする合金薄帯または薄板を得た後に、該合金薄帯また
は薄板に磁場中熱処理を施して平均結晶粒径５０ｎｍ以
下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒を組織の少なくと
も５０％以上析出させ、残部を非晶質相とするとともに
１ＭＨｚの実効透磁率を１０００以上とし、かつ１ＭＨ
ｚのコアロスを１０％以上低減することを特徴とする高
周波用磁心の製造方法。
【請求項２】前記合金薄帯または薄板に磁場中熱処理
を施して１ＭＨｚのコアロスを２０％以上低減すること
を特徴とする請求項１記載の高周波用磁心の製造方法。
【請求項３】前記合金薄帯または薄板に磁場中熱処理
を施す際の熱処理温度を７７３Ｋ（５００℃）乃至９７
３Ｋ（７００℃）とすることを特徴とする請求項１又は
２に記載の高周波用磁心の製造方法。
【請求項４】前記合金薄帯または薄板に磁場中熱処理
を施す際の印加磁場の大きさを８０ｋＡ／ｍ（１ｋＯ
ｅ）以上とすることを特徴とする請求項１乃至３のいず
れかに記載の高周波用磁心の製造方法。
【請求項５】前記合金薄帯または薄板として下記の組
成式で表される組成を有するものを用いること特徴とす
る請求項１乃至４のいずれかに記載の高周波用磁心の製
造方法。Ｔ_100-x-y-z-tＭ_xＭ'_yＭ"_zＸ_t ただし、ＴはＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏのうち１種または２種以
上の元素であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎのうち１種または２種以上の元素で
あり、Ｍ'はＣｕ、Ａｇ、Ａｕのうち１種または２種以
上の元素、Ｍ"はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏ
ｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上の元素であり、Ｘは
Ｓｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｐ、Ｃのうち１種または
２種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔは
原子％で、１≦ｘ≦３０、０≦ｙ≦３、０≦ｚ≦１０、
０．５≦ｔ≦３０である。
【請求項６】前記組成式中の元素ＴがＦｅであり、元
素ＸがＢであり、元素ＭがＺｒおよび／またはＮｂであ
り、組成比を示すｘ、ｔは原子％で、４≦ｘ≦１２、
０．５≦ｔ≦１８であることを特徴とする請求項５に記
載の高周波用磁心の製造方法。
【請求項７】前記組成式中の組成比を示すｘ、ｔは原
子％で、４≦ｘ≦９、０．５≦ｔ≦１０であることを特
徴とする請求項５に記載の高周波用磁心の製造方法。