JP2002030398A - 高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法 - Google Patents
高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法Info
- Publication number
- JP2002030398A JP2002030398A JP2000278794A JP2000278794A JP2002030398A JP 2002030398 A JP2002030398 A JP 2002030398A JP 2000278794 A JP2000278794 A JP 2000278794A JP 2000278794 A JP2000278794 A JP 2000278794A JP 2002030398 A JP2002030398 A JP 2002030398A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- flux density
- magnetic flux
- soft magnetic
- atomic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して製造で
き、高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、軟磁気特
性をより一層向上させた軟磁性合金の提供。 【解決手段】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー中
にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする
合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下記
組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が１．
５０Ｔ以上である高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟
磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d （式中、ＴはFe、Co、Niのうち少なくとも１種以上の元
素、ＭはV、Mn、Mo、Ta、W、Crのうち少なくとも１種以上の
元素、ＸはB、P、Cのうち少なくとも１種以上の元素、
Ｍ’はPt、Au、Pd、Ag、Cuのうち少なくとも１種以上の元
素、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０）
き、高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、軟磁気特
性をより一層向上させた軟磁性合金の提供。 【解決手段】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー中
にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする
合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下記
組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が１．
５０Ｔ以上である高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟
磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d （式中、ＴはFe、Co、Niのうち少なくとも１種以上の元
素、ＭはV、Mn、Mo、Ta、W、Crのうち少なくとも１種以上の
元素、ＸはB、P、Cのうち少なくとも１種以上の元素、
Ｍ’はPt、Au、Pd、Ag、Cuのうち少なくとも１種以上の元
素、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０）
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使用される高透磁率と高飽和
磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法に係わり、
特に、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して製造でき、１
ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁
束密度が１．５０Ｔ以上である軟磁性合金とその製造方
法に関する。
ンス、チョークコイル等に使用される高透磁率と高飽和
磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法に係わり、
特に、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して製造でき、１
ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁
束密度が１．５０Ｔ以上である軟磁性合金とその製造方
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。薄い形状が得やすいこと。また、
磁気ヘッドに対し、上記〜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。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、上述の用途に対して
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。
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、上記〜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。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、上述の用途に対して
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。
【０００３】ところが、上記のセンダストは、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
ものの透磁率等の軟磁気特性に劣る欠点がある。一方、
非晶質合金において、Ｃｏ基非晶質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基非晶質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、透磁率
等の軟磁気特性が不十分である。上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。
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
ものの透磁率等の軟磁気特性に劣る欠点がある。一方、
非晶質合金において、Ｃｏ基非晶質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基非晶質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、透磁率
等の軟磁気特性が不十分である。上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。
【０００４】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、飽和磁束密度が高
いことであるが、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の飽和磁束密
度は１.５６Ｔであるので、飽和磁束密度をさらに高く
したいという要望があった。
重要な特性は、鉄損が小さいことと、飽和磁束密度が高
いことであるが、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の飽和磁束密
度は１.５６Ｔであるので、飽和磁束密度をさらに高く
したいという要望があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】そこで本発明者らは、
上記合金の発展型の合金として非晶質合金相とｂｃｃ−
Ｆｅ相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。この
Ｆｅ系軟磁性合金の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-mＱm）nＢxＭy 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、ｍ≦０.０
５、ｎ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜９原
子％である。また、Ｆｅ系軟磁性合金の他の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。 ＦｅkＢxＭy 但し、ｋ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜
９原子％である。
上記合金の発展型の合金として非晶質合金相とｂｃｃ−
Ｆｅ相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。この
Ｆｅ系軟磁性合金の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-mＱm）nＢxＭy 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、ｍ≦０.０
５、ｎ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜９原
子％である。また、Ｆｅ系軟磁性合金の他の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。 ＦｅkＢxＭy 但し、ｋ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜
９原子％である。
【０００６】また、これらのＦｅ系軟磁性合金の製造方
法としては、単一の冷却ロールを用いる単ロール法が好
適に用いられ、例えば、不活性ガス雰囲気とされたチャ
ンバ内に配置された高速に回転する冷却ロールに溶湯ノ
ズルから合金溶湯を吹付けることにより得られた非晶質
合金薄帯に熱処理を施して、急冷時には非晶質相から構
成されていた合金薄帯にｂｃｃ−Ｆｅ相の微細結晶粒を
生成させることが行われており、これにより優れた軟磁
気特性を示す軟磁性合金を得ていた。このような従来の
軟磁性合金の製造方法においては、チャンバ内を不活性
ガス雰囲気とするのは、単ロール法に供される材料の組
成によっては材料の酸化により溶湯ノズルが詰まり、こ
れにより合金溶湯の噴出が滞るため、冷却ロールの周囲
の雰囲気を不活性ガス雰囲気とすることにより、溶湯ノ
ズル近傍の酸素濃度を低減して材料の酸化を防止してい
る。
法としては、単一の冷却ロールを用いる単ロール法が好
適に用いられ、例えば、不活性ガス雰囲気とされたチャ
ンバ内に配置された高速に回転する冷却ロールに溶湯ノ
ズルから合金溶湯を吹付けることにより得られた非晶質
合金薄帯に熱処理を施して、急冷時には非晶質相から構
成されていた合金薄帯にｂｃｃ−Ｆｅ相の微細結晶粒を
生成させることが行われており、これにより優れた軟磁
気特性を示す軟磁性合金を得ていた。このような従来の
軟磁性合金の製造方法においては、チャンバ内を不活性
ガス雰囲気とするのは、単ロール法に供される材料の組
成によっては材料の酸化により溶湯ノズルが詰まり、こ
れにより合金溶湯の噴出が滞るため、冷却ロールの周囲
の雰囲気を不活性ガス雰囲気とすることにより、溶湯ノ
ズル近傍の酸素濃度を低減して材料の酸化を防止してい
る。
【０００７】ところが、近年、磁気ヘッドの場合、磁気
記録媒体の高記録密度化が進められるのに伴う磁気記録
媒体の高保磁力化に対応するため、より高性能な磁気ヘ
ッド用磁性材料が望まれており、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
まれているが、これらの要望に対応するには上記Ｆｅ系
軟磁性合金よりも透磁率が高く、しかも上記Ｆｅ系軟磁
性合金と同等以上の高飽和磁束密度を有する軟磁性合金
が要望されているが、未だ実用化されていなかった。ま
た、上記のＦｅ系軟磁性合金は、不活性ガス雰囲気とさ
れたチャンバ内に合金溶湯が満たされたるつぼや冷却ロ
ールを配置して合金薄帯を作製し、この合金薄帯に熱処
理を施すことにより製造しているので、作業性の点で課
題があった。例えば、従来の単ロール法では、１チャー
ジ毎にチャンバを開放して溶融母材を溶解炉またはるつ
ぼに装填し、再度チャンバを密閉した後に不活性ガス雰
囲気に置換するという煩雑な作業が必要であり、量産に
不向きであった。また、チャンバ内を不活性ガス雰囲気
に保持するための付帯設備のコストが大きくなり、軟磁
性合金の製造コストがかかってしまう。
記録媒体の高記録密度化が進められるのに伴う磁気記録
媒体の高保磁力化に対応するため、より高性能な磁気ヘ
ッド用磁性材料が望まれており、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
まれているが、これらの要望に対応するには上記Ｆｅ系
軟磁性合金よりも透磁率が高く、しかも上記Ｆｅ系軟磁
性合金と同等以上の高飽和磁束密度を有する軟磁性合金
が要望されているが、未だ実用化されていなかった。ま
た、上記のＦｅ系軟磁性合金は、不活性ガス雰囲気とさ
れたチャンバ内に合金溶湯が満たされたるつぼや冷却ロ
ールを配置して合金薄帯を作製し、この合金薄帯に熱処
理を施すことにより製造しているので、作業性の点で課
題があった。例えば、従来の単ロール法では、１チャー
ジ毎にチャンバを開放して溶融母材を溶解炉またはるつ
ぼに装填し、再度チャンバを密閉した後に不活性ガス雰
囲気に置換するという煩雑な作業が必要であり、量産に
不向きであった。また、チャンバ内を不活性ガス雰囲気
に保持するための付帯設備のコストが大きくなり、軟磁
性合金の製造コストがかかってしまう。
【０００８】本発明は、上述の課題を解決するためにな
されたものであり、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して
製造でき、高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、軟
磁気特性をより一層向上させた軟磁性合金とその製造方
法を提供することを目的とする。
されたものであり、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して
製造でき、高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、軟
磁気特性をより一層向上させた軟磁性合金とその製造方
法を提供することを目的とする。
【０００９】
【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。本発明に係わる
高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気
雰囲気中または不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷
して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により
微細な結晶粒を析出させてなる下記組成式で示される軟
磁性合金であって、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２０
０００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であるこ
とを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明に係わる
高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気
雰囲気中または不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷
して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により
微細な結晶粒を析出させてなる下記組成式で示される軟
磁性合金であって、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２０
０００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であるこ
とを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。
【００１０】この高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟
磁性合金は、磁性を担う元素としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの
うち少なくとも１種以上の元素Ｔと、非晶質形成能を高
める作用効果、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元素としてＢ、Ｐ、Ｃのうち
の少なくとも１種以上の元素Ｘと、非晶質形成能および
軟磁気特性を向上させる効果が高く、酸化しにくい元素
としてＮｂとを必須として含み、さらにこれらの元素の
含有量を上記組成比の範囲内に限定し、また、必要に応
じて、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質
形成能を有し、かつ酸化しにくい元素としてＶ、Ｍｎ、
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上の元素
Ｍを上記組成比の範囲内で含むようにしたものであるの
で、この軟磁性合金を作製するための合金溶湯を大気雰
囲気中で単ロール法などを用いて急冷しても材料が酸化
せず、材料が酸化することに起因する溶融ノズル詰まり
を防止できる。さらにまた、必要に応じて、Ｆｅと固溶
しない元素として、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのう
ち少なくとも１種以上の元素Ｍ’を上記組成比の範囲で
含むようにしたものであるので、組成が揺らぎ、元素
Ｍ’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、また、元素Ｍ’の添加により
結晶化温度を低下させることができ、熱処理により析出
する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相
（体心立方晶の相）の結晶粒が多くなり、高透磁率及び
高飽和磁束密度とすることができ、軟磁気特性をより一
層向上させることができる。
磁性合金は、磁性を担う元素としてＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの
うち少なくとも１種以上の元素Ｔと、非晶質形成能を高
める作用効果、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元素としてＢ、Ｐ、Ｃのうち
の少なくとも１種以上の元素Ｘと、非晶質形成能および
軟磁気特性を向上させる効果が高く、酸化しにくい元素
としてＮｂとを必須として含み、さらにこれらの元素の
含有量を上記組成比の範囲内に限定し、また、必要に応
じて、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質
形成能を有し、かつ酸化しにくい元素としてＶ、Ｍｎ、
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上の元素
Ｍを上記組成比の範囲内で含むようにしたものであるの
で、この軟磁性合金を作製するための合金溶湯を大気雰
囲気中で単ロール法などを用いて急冷しても材料が酸化
せず、材料が酸化することに起因する溶融ノズル詰まり
を防止できる。さらにまた、必要に応じて、Ｆｅと固溶
しない元素として、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのう
ち少なくとも１種以上の元素Ｍ’を上記組成比の範囲で
含むようにしたものであるので、組成が揺らぎ、元素
Ｍ’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、また、元素Ｍ’の添加により
結晶化温度を低下させることができ、熱処理により析出
する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相
（体心立方晶の相）の結晶粒が多くなり、高透磁率及び
高飽和磁束密度とすることができ、軟磁気特性をより一
層向上させることができる。
【００１１】また、上記Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’
dなる組成の軟磁性合金を製造するために調製した合金
溶湯（Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成）は大
気雰囲気中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰
まりを生じないので、冷却ロールや合金溶湯が満たされ
たるつぼが配置されたチャンバ内を不活性ガス雰囲気に
する必要がなく、チャンバ内を不活性ガス雰囲気に保持
するための付帯設備を設けなくても済み、製造コストを
低減できる。また、上述したように上記合金溶湯は大気
雰囲気中で急冷しても材料が酸化しないので、冷却ロー
ルやるつぼが配置されたチャンバを大気雰囲気に開放し
たままの状態で、あるいは冷却ロールやるつぼをチャン
バ内に配置することなく、上記合金溶湯を急冷して非晶
質相を主体とする合金を連続的に製造することが可能
で、不活性ガス雰囲気とされたチャンバ内で合金溶湯を
急冷する場合のような１チャージ毎に不活性ガス雰囲気
とされていたチャンバを開放したり、再度密閉して不活
性ガス雰囲気に置換するという煩雑な作業を行わなくて
も済み、作業性が向上し、大量生産し易い。従って本発
明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、
大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で合金溶湯を急
冷して製造でき、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００
００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすること
ができ、軟磁気特性をより一層向上できる。
dなる組成の軟磁性合金を製造するために調製した合金
溶湯（Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成）は大
気雰囲気中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰
まりを生じないので、冷却ロールや合金溶湯が満たされ
たるつぼが配置されたチャンバ内を不活性ガス雰囲気に
する必要がなく、チャンバ内を不活性ガス雰囲気に保持
するための付帯設備を設けなくても済み、製造コストを
低減できる。また、上述したように上記合金溶湯は大気
雰囲気中で急冷しても材料が酸化しないので、冷却ロー
ルやるつぼが配置されたチャンバを大気雰囲気に開放し
たままの状態で、あるいは冷却ロールやるつぼをチャン
バ内に配置することなく、上記合金溶湯を急冷して非晶
質相を主体とする合金を連続的に製造することが可能
で、不活性ガス雰囲気とされたチャンバ内で合金溶湯を
急冷する場合のような１チャージ毎に不活性ガス雰囲気
とされていたチャンバを開放したり、再度密閉して不活
性ガス雰囲気に置換するという煩雑な作業を行わなくて
も済み、作業性が向上し、大量生産し易い。従って本発
明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、
大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で合金溶湯を急
冷して製造でき、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００
００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすること
ができ、軟磁気特性をより一層向上できる。
【００１２】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。上記希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎ
ｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、
Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちから選択して用いられ、この中
でもＮｄ、Ｌａ、Ｃｅが特に好ましい。また、安価な希
土類元素からなるミッシュメタルも好ましい。
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。上記希土類元素としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎ
ｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、
Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちから選択して用いられ、この中
でもＮｄ、Ｌａ、Ｃｅが特に好ましい。また、安価な希
土類元素からなるミッシュメタルも好ましい。
【００１３】この軟磁性合金は、上記のＴ100-a-b-c-d
ＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成あるいはＴ100-b-c-dＸbＮｂ
cＭ’dの合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚを上記の組
成比の範囲内で添加したものとすることにより、この軟
磁性合金を製造するために調製した合金溶湯（Ｔ100-
a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成）は大気雰囲気
中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰まりを生
じないので、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で
合金溶湯を急冷して製造でき、また、１ｋＨｚにおける
実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が１．５
０Ｔ以上とすることができる。また、この軟磁性合金
は、上記Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成式で
示される軟磁性合金よりも非晶質形成能を向上させるこ
とができるので、高透磁率で、低保磁力とすることがで
きる。
ＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成あるいはＴ100-b-c-dＸbＮｂ
cＭ’dの合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚを上記の組
成比の範囲内で添加したものとすることにより、この軟
磁性合金を製造するために調製した合金溶湯（Ｔ100-
a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成）は大気雰囲気
中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰まりを生
じないので、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で
合金溶湯を急冷して製造でき、また、１ｋＨｚにおける
実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が１．５
０Ｔ以上とすることができる。また、この軟磁性合金
は、上記Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成式で
示される軟磁性合金よりも非晶質形成能を向上させるこ
とができるので、高透磁率で、低保磁力とすることがで
きる。
【００１４】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。
【００１５】この軟磁性合金は、上記のＴ100-a-b-cＭa
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100-b- cＸbＮｂcなる組成
の合金に、Ｇａを上記の組成比の範囲内で添加したもの
とすることにより、上記Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａ
fなる組成の軟磁性合金を製造するために調製した合金
溶湯（Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成）は大
気雰囲気中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰
まりを生じないので、大気雰囲気中または不活性ガスフ
ロー中で合金溶湯を急冷して製造できる。また、Ｇａは
Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶
するものであるが、上記の組成比の範囲で添加すること
により、磁歪を増大させることなく、高透磁率及び高飽
和磁束密度とすることができ、軟磁気特性をより一層向
上させることができる。
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100-b- cＸbＮｂcなる組成
の合金に、Ｇａを上記の組成比の範囲内で添加したもの
とすることにより、上記Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａ
fなる組成の軟磁性合金を製造するために調製した合金
溶湯（Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成）は大
気雰囲気中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰
まりを生じないので、大気雰囲気中または不活性ガスフ
ロー中で合金溶湯を急冷して製造できる。また、Ｇａは
Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶
するものであるが、上記の組成比の範囲で添加すること
により、磁歪を増大させることなく、高透磁率及び高飽
和磁束密度とすることができ、軟磁気特性をより一層向
上させることができる。
【００１６】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
【００１７】この軟磁性合金は、上記のＴ100-a-b-cＭa
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100-b- cＸbＮｂcなる組成
の合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素
のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚと、Ｇａとを上記
の組成比の範囲内で添加したものとすることにより、上
記Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成の軟磁
性合金を製造するために調製した合金溶湯（Ｔ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成）は大気雰
囲気中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰まり
を生じないので、大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中で合金溶湯を急冷して製造でき、また、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上とすることができる。また、この軟磁性
合金は、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素の
うちの少なくとも１種以上の元素Ｚが上記の組成比の範
囲で添加されたことにより、非晶質形成能を向上させる
ことができるので、高透磁率で、低保磁力とすることが
できる。また、この軟磁性合金は、上記Ｇａが上記の組
成比の範囲で添加されたことにより、磁歪を増大させる
ことなく、高透磁率及び高飽和磁束密度とすることがで
きる。
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100-b- cＸbＮｂcなる組成
の合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素
のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚと、Ｇａとを上記
の組成比の範囲内で添加したものとすることにより、上
記Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成の軟磁
性合金を製造するために調製した合金溶湯（Ｔ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成）は大気雰
囲気中で急冷しても材料が酸化せず、溶融ノズル詰まり
を生じないので、大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中で合金溶湯を急冷して製造でき、また、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上とすることができる。また、この軟磁性
合金は、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素の
うちの少なくとも１種以上の元素Ｚが上記の組成比の範
囲で添加されたことにより、非晶質形成能を向上させる
ことができるので、高透磁率で、低保磁力とすることが
できる。また、この軟磁性合金は、上記Ｇａが上記の組
成比の範囲で添加されたことにより、磁歪を増大させる
ことなく、高透磁率及び高飽和磁束密度とすることがで
きる。
【００１８】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気雰囲気中または
不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷して得られた非
晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結晶粒を
析出させてなる下記組成式で示される軟磁性合金であっ
て、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、
飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であることを特徴とす
る。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
【００１９】この軟磁性合金は、上記のＴ100-a-b-cＭa
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100-b- cＸbＮｂcなる組成
の合金に、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少な
くとも１種以上の元素Ｍ’と、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａ
ｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の元
素Ｚと、Ｇａとを上記の組成比の範囲内で添加したもの
とすることにより、上記Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂc
Ｍ’dＺeＧａfなる組成の軟磁性合金を製造するために
調製した合金溶湯（Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’
dＺeＧａfなる組成）は大気雰囲気中で急冷しても材料
が酸化せず、溶融ノズル詰まりを生じないので、大気雰
囲気中または不活性ガスフロー中で合金溶湯を急冷して
製造でき、また、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００
００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすること
ができる。
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100-b- cＸbＮｂcなる組成
の合金に、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少な
くとも１種以上の元素Ｍ’と、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａ
ｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の元
素Ｚと、Ｇａとを上記の組成比の範囲内で添加したもの
とすることにより、上記Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂc
Ｍ’dＺeＧａfなる組成の軟磁性合金を製造するために
調製した合金溶湯（Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’
dＺeＧａfなる組成）は大気雰囲気中で急冷しても材料
が酸化せず、溶融ノズル詰まりを生じないので、大気雰
囲気中または不活性ガスフロー中で合金溶湯を急冷して
製造でき、また、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００
００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすること
ができる。
【００２０】また、この軟磁性合金は、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐ
ｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の元素Ｍ’
が上記の組成比の範囲で添加されたことにより、組成が
揺らぎ、元素Ｍ’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、また、元素Ｍ’
の添加により結晶化温度を低下させることができ、熱処
理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分と
するｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多くなり、
高透磁率及び高飽和磁束密度とすることができる。ま
た、この軟磁性合金は、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及
び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚが上
記の組成比の範囲で添加されたことにより、非晶質形成
能を向上させることができるので、高透磁率で、低保磁
力とすることができる。さらに、この軟磁性合金は、上
記Ｇａが上記の組成比の範囲で添加されたことにより、
磁歪を増大させることなく、高透磁率及び高飽和磁束密
度とすることができる。
ｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の元素Ｍ’
が上記の組成比の範囲で添加されたことにより、組成が
揺らぎ、元素Ｍ’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、また、元素Ｍ’
の添加により結晶化温度を低下させることができ、熱処
理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分と
するｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多くなり、
高透磁率及び高飽和磁束密度とすることができる。ま
た、この軟磁性合金は、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及
び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚが上
記の組成比の範囲で添加されたことにより、非晶質形成
能を向上させることができるので、高透磁率で、低保磁
力とすることができる。さらに、この軟磁性合金は、上
記Ｇａが上記の組成比の範囲で添加されたことにより、
磁歪を増大させることなく、高透磁率及び高飽和磁束密
度とすることができる。
【００２１】また、上記の本発明に係わる高透磁率と高
飽和磁束密度を有するＧａ含む軟磁性合金においては、
元素ＺがＬａであることがより好ましい。この軟磁性合
金によれば、Ｇａに加えて元素ＺとしてＬａを添加する
ことにより、軟磁性合金の鉄損を低くすることができ
る。
飽和磁束密度を有するＧａ含む軟磁性合金においては、
元素ＺがＬａであることがより好ましい。この軟磁性合
金によれば、Ｇａに加えて元素ＺとしてＬａを添加する
ことにより、軟磁性合金の鉄損を低くすることができ
る。
【００２２】更に、上記の本発明に係わる高透磁率と高
飽和磁束密度を有するＧａを含む軟磁性合金は、周波数
５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔにおける残留磁束密度が
０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下であるとともに鉄損が０．２
Ｗ／ｋｇ以下であることを特徴とする。特に前記鉄損は
０．１Ｗ／ｋｇ以下であることがより好ましい。
飽和磁束密度を有するＧａを含む軟磁性合金は、周波数
５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔにおける残留磁束密度が
０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下であるとともに鉄損が０．２
Ｗ／ｋｇ以下であることを特徴とする。特に前記鉄損は
０．１Ｗ／ｋｇ以下であることがより好ましい。
【００２３】この軟磁性合金によれば、励磁磁界１．３
Ｔにおける鉄損が０．２Ｗ／ｋｇ以下、より好ましくは
０．１Ｗ／ｋｇ以下であるので、この軟磁性合金を各種
のトランス、特に柱上トランスの磁気コアに適用した場
合には、トランスの発熱を防止してエネルギー損失を小
さくすることができる。
Ｔにおける鉄損が０．２Ｗ／ｋｇ以下、より好ましくは
０．１Ｗ／ｋｇ以下であるので、この軟磁性合金を各種
のトランス、特に柱上トランスの磁気コアに適用した場
合には、トランスの発熱を防止してエネルギー損失を小
さくすることができる。
【００２４】また、上記のいずれかの構成の本発明の高
透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、
上記組成式中の組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、
０．１≦ａ≦１、８≦ｂ≦１３、５≦ｃ≦７であること
が、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で上記合金
溶湯を溶湯ノズルから冷却ロールに射出する際に、上記
合金溶湯を射出し易く、この冷却ロールで急冷直後に均
一な非晶質相を形成し易く、また、上記合金溶湯の急冷
直後に磁気特性に悪影響を及ぼすＦｅ3Ｂ等のＦｅとＢ
の化合物が発生しにくくなり、得られる軟磁性合金の軟
磁気特性を向上できる点で好ましい。
透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、
上記組成式中の組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、
０．１≦ａ≦１、８≦ｂ≦１３、５≦ｃ≦７であること
が、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で上記合金
溶湯を溶湯ノズルから冷却ロールに射出する際に、上記
合金溶湯を射出し易く、この冷却ロールで急冷直後に均
一な非晶質相を形成し易く、また、上記合金溶湯の急冷
直後に磁気特性に悪影響を及ぼすＦｅ3Ｂ等のＦｅとＢ
の化合物が発生しにくくなり、得られる軟磁性合金の軟
磁気特性を向上できる点で好ましい。
【００２５】また、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂ
cＭ’dなる組成、Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe
なる組成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａ
fなる組成のいずれかで示される本発明の高透磁率と高
飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、上記組成式
中の組成比を示すｄは原子％で、ｄ≦０．１であること
が１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、飽
和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすることができるうえ、
保磁力を低くでき、軟磁気特性をより向上できる点でよ
り好ましい。さらにまた、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸb
ＮｂcＭ’dなる組成、Ｔ100-a-b-c-d -eＭaＸbＮｂcＭ’
dＺeなる組成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺe
Ｇａfなる組成のいずれかで示される本発明の高透磁率
と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、上記組
成式中の組成比を示すｄは原子％で、０．０５≦ｄ≦
０．０８であることが１ｋＨｚにおける実効透磁率が３
００００以上で、飽和磁束密度が１．５５Ｔ以上とする
ことができるうえ、保磁力を低くでき、軟磁気特性をさ
らに向上できる点でさらに好ましい。
cＭ’dなる組成、Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe
なる組成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａ
fなる組成のいずれかで示される本発明の高透磁率と高
飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、上記組成式
中の組成比を示すｄは原子％で、ｄ≦０．１であること
が１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上で、飽
和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすることができるうえ、
保磁力を低くでき、軟磁気特性をより向上できる点でよ
り好ましい。さらにまた、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸb
ＮｂcＭ’dなる組成、Ｔ100-a-b-c-d -eＭaＸbＮｂcＭ’
dＺeなる組成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺe
Ｇａfなる組成のいずれかで示される本発明の高透磁率
と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、上記組
成式中の組成比を示すｄは原子％で、０．０５≦ｄ≦
０．０８であることが１ｋＨｚにおける実効透磁率が３
００００以上で、飽和磁束密度が１．５５Ｔ以上とする
ことができるうえ、保磁力を低くでき、軟磁気特性をさ
らに向上できる点でさらに好ましい。
【００２６】また、上記のＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧ
ａfなる組成、Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfな
る組成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf
なる組成のいずれかで示される本発明の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金において、上記組成式中
の組成を示すｆは原子％で、０．７≦ｆ≦１．７である
ことが１ｋＨｚにおける実効透磁率が３２０００以上
で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすることができる
うえ、保磁力を低くでき、軟磁気特性をより向上できる
点でより好ましい。
ａfなる組成、Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfな
る組成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf
なる組成のいずれかで示される本発明の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金において、上記組成式中
の組成を示すｆは原子％で、０．７≦ｆ≦１．７である
ことが１ｋＨｚにおける実効透磁率が３２０００以上
で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上とすることができる
うえ、保磁力を低くでき、軟磁気特性をより向上できる
点でより好ましい。
【００２７】また、上記のいずれかの構成の本発明の高
透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、飽和磁
束密度が１．５５Ｔ以上を示すことも可能である。ま
た、上記いずれかの構成の本発明の高透磁率と高飽和磁
束密度を有する軟磁性合金は、磁歪定数の絶対値が１×
１０-6以下を示すことも可能である。
透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、飽和磁
束密度が１．５５Ｔ以上を示すことも可能である。ま
た、上記いずれかの構成の本発明の高透磁率と高飽和磁
束密度を有する軟磁性合金は、磁歪定数の絶対値が１×
１０-6以下を示すことも可能である。
【００２８】また、本発明に係わる高透磁率と高飽和磁
束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲気中
にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活性ガ
スをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前記溶
湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、非晶
質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微細な
結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。このような高透磁率と高飽和磁束密度を有する
軟磁性合金の製造方法は、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸb
ＮｂcＭ’dなる組成式で示される本発明の高透磁率と高
飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法に好適に用
いられる。
束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲気中
にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活性ガ
スをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前記溶
湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、非晶
質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微細な
結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。このような高透磁率と高飽和磁束密度を有する
軟磁性合金の製造方法は、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸb
ＮｂcＭ’dなる組成式で示される本発明の高透磁率と高
飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法に好適に用
いられる。
【００２９】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。このような高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟
磁性合金の製造方法は、上記のＴ100-a-b-c-d-eＭaＸb
ＮｂcＭ’dＺeなる組成式で示される本発明の高透磁率
と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法に好適
に用いられる。
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。このような高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟
磁性合金の製造方法は、上記のＴ100-a-b-c-d-eＭaＸb
ＮｂcＭ’dＺeなる組成式で示される本発明の高透磁率
と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法に好適
に用いられる。
【００３０】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。このような高透磁
率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、
上記のＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成式で示
される本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁
性合金の製造方法に好適に用いられる。
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。このような高透磁
率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、
上記のＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成式で示
される本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁
性合金の製造方法に好適に用いられる。
【００３１】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。このような高透磁率と
高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、上記
のＴ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成式で示
される本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁
性合金の製造方法に好適に用いられる。
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。このような高透磁率と
高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、上記
のＴ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成式で示
される本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁
性合金の製造方法に好適に用いられる。
【００３２】また、本発明に係わる他の高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。このような高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、上記のＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成式
で示される本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する
軟磁性合金の製造方法に好適に用いられる。
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲
気中にて、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活
性ガスをフローしつつ、下記組成式を示す合金溶湯を前
記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射出して急冷し、
非晶質相を主体とする合金を得た後に、熱処理により微
細な結晶粒を主体とする組織とすることを特徴とする。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。このような高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金の製造方法は、上記のＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成式
で示される本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する
軟磁性合金の製造方法に好適に用いられる。
【００３３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の高透磁率と高飽和
磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法の実施形態
について説明する。まず、本発明の高透磁率と高飽和磁
束密度を有する軟磁性合金について説明する。本発明の
高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気
雰囲気中または不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷
して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により
微細な結晶粒を析出させてなる下記組成式で示される軟
磁性合金であって、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２０
０００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であるも
のである。
磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法の実施形態
について説明する。まず、本発明の高透磁率と高飽和磁
束密度を有する軟磁性合金について説明する。本発明の
高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金は、大気
雰囲気中または不活性ガスフロー中にて合金溶湯を急冷
して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により
微細な結晶粒を析出させてなる下記組成式で示される軟
磁性合金であって、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２０
０００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上であるも
のである。
【００３４】本発明の軟磁性合金は、下記組成式で示す
ことができる。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。この軟磁性合金は、磁性を担う元素としてＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上の元素Ｔと、
非晶質形成能を高める作用効果、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元素として
Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素Ｘと、非
晶質形成能および軟磁気特性を向上させる効果が高く、
酸化しにくい元素としてＮｂとを必須として含み、さら
にこれらの元素の含有量を上記組成比の範囲内に限定
し、また、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非
晶質形成能を有し、かつ酸化しにくい元素としてＶ、Ｍ
ｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上の
元素Ｍを上記組成比の範囲内で含むようにしたものであ
る。また、この軟磁性合金は、上記のＴ100-a-b-c-dＭa
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100- b-cＸbＮｂcなる組成
の合金に、ｂｃｃ−Ｆｅの核生成頻度を増加と、結晶化
温度を低下させるために、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃ
ｕのうち少なくとも１種以上の元素Ｍ’を上記組成比の
範囲で含むようにしたものである。
ことができる。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。この軟磁性合金は、磁性を担う元素としてＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上の元素Ｔと、
非晶質形成能を高める作用効果、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元素として
Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素Ｘと、非
晶質形成能および軟磁気特性を向上させる効果が高く、
酸化しにくい元素としてＮｂとを必須として含み、さら
にこれらの元素の含有量を上記組成比の範囲内に限定
し、また、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非
晶質形成能を有し、かつ酸化しにくい元素としてＶ、Ｍ
ｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上の
元素Ｍを上記組成比の範囲内で含むようにしたものであ
る。また、この軟磁性合金は、上記のＴ100-a-b-c-dＭa
ＸbＮｂcなる組成あるいはＴ100- b-cＸbＮｂcなる組成
の合金に、ｂｃｃ−Ｆｅの核生成頻度を増加と、結晶化
温度を低下させるために、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃ
ｕのうち少なくとも１種以上の元素Ｍ’を上記組成比の
範囲で含むようにしたものである。
【００３５】また、本発明の軟磁性合金は、非晶質形成
能をさらに向上させるために、上記のＴ100-a-b-c-dＭa
ＸbＮｂcＭ’dなる組成の合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、
Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の
元素Ｚを添加した下記組成式で示されるものであっても
よい。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。
能をさらに向上させるために、上記のＴ100-a-b-c-dＭa
ＸbＮｂcＭ’dなる組成の合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、
Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の
元素Ｚを添加した下記組成式で示されるものであっても
よい。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。
【００３６】また、本発明の軟磁性合金は、磁歪を増大
させることなく、しかも飽和磁束密度や透磁率を低下さ
せることなく、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒径を微細化するた
めに、上記のＴ100-a-b-cＭaＸbＮｂcなる組成あるいは
Ｔ100-b-cＸbＮｂcなる組成の合金に、Ｇａを添加した
下記組成式で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。
させることなく、しかも飽和磁束密度や透磁率を低下さ
せることなく、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒径を微細化するた
めに、上記のＴ100-a-b-cＭaＸbＮｂcなる組成あるいは
Ｔ100-b-cＸbＮｂcなる組成の合金に、Ｇａを添加した
下記組成式で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。
【００３７】また、本発明の軟磁性合金は、非晶質形成
能をさらに向上させるために、Ｔ10 0-a-b-c-fＭaＸbＮ
ｂcＧａfなる組成の合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、
Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚ
を添加した下記組成式で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
能をさらに向上させるために、Ｔ10 0-a-b-c-fＭaＸbＮ
ｂcＧａfなる組成の合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、
Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以上の元素Ｚ
を添加した下記組成式で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
【００３８】また、本発明の軟磁性合金は、ｂｃｃ−Ｆ
ｅの核生成頻度の増加と、結晶化温度を低下させるため
に、上記のＴ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組
成の合金に、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少
なくとも１種以上の元素Ｍ’を添加した下記組成式で示
されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
ｅの核生成頻度の増加と、結晶化温度を低下させるため
に、上記のＴ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組
成の合金に、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少
なくとも１種以上の元素Ｍ’を添加した下記組成式で示
されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。
【００３９】また、鉄損を低減させるために、上記のＴ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成
の軟磁性合金において、元素ＺをＬａとすることが好ま
しい。
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成
の軟磁性合金において、元素ＺをＬａとすることが好ま
しい。
【００４０】上記のいずれかの組成式で示される本発明
の軟磁性合金において、上記組成式中、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃは原子％で、０．１≦ａ≦１、８≦ｂ≦１
３、５≦ｃ≦７であることがより好ましい。
の軟磁性合金において、上記組成式中、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃは原子％で、０．１≦ａ≦１、８≦ｂ≦１
３、５≦ｃ≦７であることがより好ましい。
【００４１】上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dな
る組成、Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂ cＭ’dＺeなる組
成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる
組成のいずれかで示される本発明の軟磁性合金におい
て、上記組成式中の組成比を示すｄは原子％で、ｄ≦
０．１であることがより好ましく、０．０５≦ｄ≦０．
０８であることがさらに好ましい。また、上記のＴ
100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、Ｔ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、Ｔ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の
いずれかで示される本発明の軟磁性合金において、上記
組成式中の組成を示すｆは原子％で、０．７≦ｆ≦１．
７であることがより好ましい。
る組成、Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂ cＭ’dＺeなる組
成、Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる
組成のいずれかで示される本発明の軟磁性合金におい
て、上記組成式中の組成比を示すｄは原子％で、ｄ≦
０．１であることがより好ましく、０．０５≦ｄ≦０．
０８であることがさらに好ましい。また、上記のＴ
100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、Ｔ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、Ｔ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の
いずれかで示される本発明の軟磁性合金において、上記
組成式中の組成を示すｆは原子％で、０．７≦ｆ≦１．
７であることがより好ましい。
【００４２】本発明の軟磁性合金は、平均結晶粒径が１
００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ
−Ｆｅ相からなる微結晶質相を主体とし、該微結晶質相
とその粒界に存在する粒界非晶質相とからなる組織から
構成されており、高い飽和磁束密度と優れた透磁率を示
す。それは、析出したｂｃｃ構造の結晶粒が１００ｎｍ
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。
００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ
−Ｆｅ相からなる微結晶質相を主体とし、該微結晶質相
とその粒界に存在する粒界非晶質相とからなる組織から
構成されており、高い飽和磁束密度と優れた透磁率を示
す。それは、析出したｂｃｃ構造の結晶粒が１００ｎｍ
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。
【００４３】上記の組成系の本発明の軟磁性合金におい
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Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d
なる組成の合金においては、磁性を担う元素Ｔの添加量
（組成比）を示す１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄの値は、７０
原子％以上９４原子％以下であり、また、さらに元素Ｚ
を含む場合（合金の組成がＴ100- a-b-c-d-eＭaＸbＮｂc
Ｍ’dＺeの場合）、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成
比）を示す１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅの値は６９原子
％以上９４原子％未満である。また、上記Ｔ
100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成の合金において
は、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す１００
−ａ−ｂ−ｃ−ｆの値は６９原子％以上９４原子％未満
であり、また、さらに元素Ｚを含む場合（合金の組成が
Ｔ 100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfの場合）、磁性を
担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す１００−ａ−ｂ−
ｃ−ｅ−ｆの値は６８原子％以上９４原子％未満であ
り、さらに元素Ｍ’を含む場合（合金の組成がＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfの場合）、
磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す１００−ａ
−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆの値は６８原子％以上９４原子％
未満である。上記の磁性を担う元素Ｔの添加量が９４原
子％を超えると合金溶湯を単ロール法等の液体急冷法に
よって急冷したときに、急冷後の合金の組織が良好な非
晶質相を有することが困難になり、この結果、熱処理し
てから得られる軟磁性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。
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Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d
なる組成の合金においては、磁性を担う元素Ｔの添加量
（組成比）を示す１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄの値は、７０
原子％以上９４原子％以下であり、また、さらに元素Ｚ
を含む場合（合金の組成がＴ100- a-b-c-d-eＭaＸbＮｂc
Ｍ’dＺeの場合）、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成
比）を示す１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅの値は６９原子
％以上９４原子％未満である。また、上記Ｔ
100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成の合金において
は、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す１００
−ａ−ｂ−ｃ−ｆの値は６９原子％以上９４原子％未満
であり、また、さらに元素Ｚを含む場合（合金の組成が
Ｔ 100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfの場合）、磁性を
担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す１００−ａ−ｂ−
ｃ−ｅ−ｆの値は６８原子％以上９４原子％未満であ
り、さらに元素Ｍ’を含む場合（合金の組成がＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfの場合）、
磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す１００−ａ
−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆの値は６８原子％以上９４原子％
未満である。上記の磁性を担う元素Ｔの添加量が９４原
子％を超えると合金溶湯を単ロール法等の液体急冷法に
よって急冷したときに、急冷後の合金の組織が良好な非
晶質相を有することが困難になり、この結果、熱処理し
てから得られる軟磁性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。
【００４４】また、飽和磁束密度（Ｂs）が１．５Ｔ以
上を得るためには、上記元素Ｔの添加量は７５原子％以
上とすることが好ましいので、この磁性を担う元素Ｔの
添加量（組成比）を７５原子％以上９４原子％未満（合
金の組成がＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成の
場合の元素Ｔの添加量の上限値は９４原子である場合を
含む）とした。なお、元素Ｔの添加量の下限値は、より
高い飽和磁束密度を得るために８３原子％以上とするの
がより好ましい。
上を得るためには、上記元素Ｔの添加量は７５原子％以
上とすることが好ましいので、この磁性を担う元素Ｔの
添加量（組成比）を７５原子％以上９４原子％未満（合
金の組成がＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成の
場合の元素Ｔの添加量の上限値は９４原子である場合を
含む）とした。なお、元素Ｔの添加量の下限値は、より
高い飽和磁束密度を得るために８３原子％以上とするの
がより好ましい。
【００４５】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。
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。
【００４６】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。元素ＸとしてＢを必須として含むようにする
と、軟磁気特性を向上できる点で好ましい。また、上記
元素ＸのうちのＰやＣは、Ｎｂや上記元素ＺのうちＺ
ｒ、Ｔｉ、Ｈｆ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、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Ｎｂや元素Ｚの添加量を少な
くしても、飽和磁束密度や磁歪を劣化させることなく、
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。
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。元素ＸとしてＢを必須として含むようにする
と、軟磁気特性を向上できる点で好ましい。また、上記
元素ＸのうちのＰやＣは、Ｎｂや上記元素ＺのうちＺ
ｒ、Ｔｉ、Ｈｆ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、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Ｎｂや元素Ｚの添加量を少な
くしても、飽和磁束密度や磁歪を劣化させることなく、
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。
【００４７】元素Ｘの添加量を示すｂが、２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、ｂが１８原子％を越えると、
Ｂ−Ｎｂ系、Ｂ−Ｍ（Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ）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。このように元素Ｘ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１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下に調整す
ることができる。従って、上記元素Ｘの添加量を示すｂ
は、２原子％以上１８原子％以下とされる。また、元素
Ｘの添加量を示すｂは、８原子％以上１３原子以下とす
ることが好ましい。元素Ｘの添加量を示すｂが１３原子
％を越えると、合金溶湯の急冷直後または熱処理後に磁
気特性に悪影響を及ぼすＢの化合物が発生し易くなり、
軟磁性が低下し始める。また、ｂが８原子％未満では、
急冷後の合金において比較的粗大な結晶相が存在するよ
うになり、この合金を熱処理後に微細組織が得られにく
いために好ましくない。
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、ｂが１８原子％を越えると、
Ｂ−Ｎｂ系、Ｂ−Ｍ（Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ）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。このように元素Ｘ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１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下に調整す
ることができる。従って、上記元素Ｘの添加量を示すｂ
は、２原子％以上１８原子％以下とされる。また、元素
Ｘの添加量を示すｂは、８原子％以上１３原子以下とす
ることが好ましい。元素Ｘの添加量を示すｂが１３原子
％を越えると、合金溶湯の急冷直後または熱処理後に磁
気特性に悪影響を及ぼすＢの化合物が発生し易くなり、
軟磁性が低下し始める。また、ｂが８原子％未満では、
急冷後の合金において比較的粗大な結晶相が存在するよ
うになり、この合金を熱処理後に微細組織が得られにく
いために好ましくない。
【００４８】上記組成式中の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
て合金の組織が非晶質相を有するようにすることで、Ｎ
ｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりＮｂ
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Ｎｂを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ
−Ｎｂ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よっ
て、Ｆｅ−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。また、本発明の軟磁性合金では、大気雰
囲気中で材料を酸化させることなく、非晶質相を得やす
くするためには、酸化しにくく、かつ非晶質形成能の特
に高いＮｂを必須として含むようにしている。Ｎｂは、
比較的遅い拡散種であり、Ｎｂ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。また、Ｎｂは、酸化
物の生成自由エネルギーの絶対値が比較的小さく、熱的
に安定であり、酸化物を生成しにくいため、大気雰囲気
中で合金溶湯を急冷する際に材料の酸化を防止するもの
として有効である。
してほとんど固溶しないとされるが、合金溶湯を急冷し
て合金の組織が非晶質相を有するようにすることで、Ｎ
ｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりＮｂ
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Ｎｂを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ
−Ｎｂ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よっ
て、Ｆｅ−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。また、本発明の軟磁性合金では、大気雰
囲気中で材料を酸化させることなく、非晶質相を得やす
くするためには、酸化しにくく、かつ非晶質形成能の特
に高いＮｂを必須として含むようにしている。Ｎｂは、
比較的遅い拡散種であり、Ｎｂ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。また、Ｎｂは、酸化
物の生成自由エネルギーの絶対値が比較的小さく、熱的
に安定であり、酸化物を生成しにくいため、大気雰囲気
中で合金溶湯を急冷する際に材料の酸化を防止するもの
として有効である。
【００４９】Ｎｂの添加量を示すｃ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。Ｎｂの添加量を示す
ｃが８原子％を越えると、Ｎｂ−Ｂ系またはＦｅ−Ｎｂ
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、Ｎｂの添加量としては、４原子％以上８
原子％以下とすることが好ましい。よって、上記の元素
Ｔと元素Ｘに必要に応じて後述する元素Ｍ、元素Ｍ’、
Ｇａのうち１種以上の元素を添加し、さらにＮｂ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、また、Ｎｂの添加量を示すｃは、５原子％以上
７原子％以下とすることが、得られる軟磁性合金の磁気
的特性を最も好ましい範囲にすることができる点で好ま
しい。
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。Ｎｂの添加量を示す
ｃが８原子％を越えると、Ｎｂ−Ｂ系またはＦｅ−Ｎｂ
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、Ｎｂの添加量としては、４原子％以上８
原子％以下とすることが好ましい。よって、上記の元素
Ｔと元素Ｘに必要に応じて後述する元素Ｍ、元素Ｍ’、
Ｇａのうち１種以上の元素を添加し、さらにＮｂ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、また、Ｎｂの添加量を示すｃは、５原子％以上
７原子％以下とすることが、得られる軟磁性合金の磁気
的特性を最も好ましい範囲にすることができる点で好ま
しい。
【００５０】また、本発明の軟磁性合金には、微細結晶
核の成長速度を小さくする効果と、非晶質形成能を有
し、かつ酸化しにくい元素Ｍとして、Ｖ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのいずれか１種または２種以上が添加さ
れていてもよい。こららの中でも特にＭｏは、高いアモ
ルファス形成能を有し、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。元素Ｍの添加量を示すａは、０原子％以上３原子
％以下、好ましくは０原子％以上１原子％以下とされ
る。元素Ｍの添加量を示すａが３原子％を越えると、合
金溶湯を急冷直後に均一な非晶質相ができにくくなり、
得られる軟磁性合金の軟磁性が低くなってしまう。ま
た、元素Ｍの添加量を示すａは、０．１原子％以上１原
子％以下とすることが、大気雰囲気中または不活性ガス
フロー中で溶湯ノズルから合金溶湯を冷却ロールに射出
し易く、この冷却ロールで急冷直後に均一な非晶質相を
形成し易い点でより好ましい。
核の成長速度を小さくする効果と、非晶質形成能を有
し、かつ酸化しにくい元素Ｍとして、Ｖ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのいずれか１種または２種以上が添加さ
れていてもよい。こららの中でも特にＭｏは、高いアモ
ルファス形成能を有し、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。元素Ｍの添加量を示すａは、０原子％以上３原子
％以下、好ましくは０原子％以上１原子％以下とされ
る。元素Ｍの添加量を示すａが３原子％を越えると、合
金溶湯を急冷直後に均一な非晶質相ができにくくなり、
得られる軟磁性合金の軟磁性が低くなってしまう。ま
た、元素Ｍの添加量を示すａは、０．１原子％以上１原
子％以下とすることが、大気雰囲気中または不活性ガス
フロー中で溶湯ノズルから合金溶湯を冷却ロールに射出
し易く、この冷却ロールで急冷直後に均一な非晶質相を
形成し易い点でより好ましい。
【００５１】また、本発明の軟磁性合金には、非晶質形
成能を向上させるために元素Ｚとして、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈ
ｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以
上の元素が添加されていてもよい。ここでの希土類元素
としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの
うちから選択して用いられる。上記元素ＺのうちＺｒ、
Ｈｆは非晶質形成能が特に高く、Ｚｒ、Ｈｆの一部はＴ
ｉと置換することができる。上記元素ＺのうちのＺｒ、
Ｈｆ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ｂｃｃ−Ｆｅ
から排出されるＺｒ、Ｈｆ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−Ｚ系化合物の生成を抑制
すると考えられる。また、Ｚｒ、Ｈｆ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を含むことがより好ましい。こうした元素Ｚは、比
較的遅い拡散種であり、元素Ｚ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。
成能を向上させるために元素Ｚとして、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈ
ｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくとも１種以
上の元素が添加されていてもよい。ここでの希土類元素
としては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの
うちから選択して用いられる。上記元素ＺのうちＺｒ、
Ｈｆは非晶質形成能が特に高く、Ｚｒ、Ｈｆの一部はＴ
ｉと置換することができる。上記元素ＺのうちのＺｒ、
Ｈｆ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ｂｃｃ−Ｆｅ
から排出されるＺｒ、Ｈｆ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−Ｚ系化合物の生成を抑制
すると考えられる。また、Ｚｒ、Ｈｆ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を含むことがより好ましい。こうした元素Ｚは、比
較的遅い拡散種であり、元素Ｚ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。
【００５２】上記元素ＺのうちＡｌ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（ｂ
ｃｃ−Ｆｅ相）に固溶する。また、Ａｌ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。上記元素Ｚのうち
Ｙ、希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ)は非晶質形成能を有する元素であり、また、選択
する元素の種類は添加量を調整することにより、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
れは、Ｙや上記希土類元素は、Ｆｅを主成分とするｂｃ
ｃ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、磁歪を制御し
て、磁気特性を向上させることができる。特に、元素Ｚ
としてＬａを添加すると、軟磁性合金の残留磁束密度を
小さくし、これにより鉄損を低下させることができる。
鉄損はＢＨ曲線を求めた際にＢＨ曲線とＢ軸（磁化軸）
とＨ軸（磁界軸）とに囲まれた面積により求められるた
め、ＢＨ曲線とＢ軸との交点である残留磁束密度の値が
小さくなると、鉄損も低下することになる。
知られており、Ｆｅを主成分とする体心立方晶の相（ｂ
ｃｃ−Ｆｅ相）に固溶する。また、Ａｌ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。上記元素Ｚのうち
Ｙ、希土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ)は非晶質形成能を有する元素であり、また、選択
する元素の種類は添加量を調整することにより、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
れは、Ｙや上記希土類元素は、Ｆｅを主成分とするｂｃ
ｃ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、磁歪を制御し
て、磁気特性を向上させることができる。特に、元素Ｚ
としてＬａを添加すると、軟磁性合金の残留磁束密度を
小さくし、これにより鉄損を低下させることができる。
鉄損はＢＨ曲線を求めた際にＢＨ曲線とＢ軸（磁化軸）
とＨ軸（磁界軸）とに囲まれた面積により求められるた
め、ＢＨ曲線とＢ軸との交点である残留磁束密度の値が
小さくなると、鉄損も低下することになる。
【００５３】元素Ｚの添加量を示すｅが１原子％を越え
ると、これらの元素は酸化しやすいために、上記合金溶
湯を急冷するときに材料が酸化し易く、急冷後の合金の
組織が有する非晶質相を均一に形成するのが困難となっ
てしまう。また、元素ＺとしてＹ、希土類元素のうち少
なくとも１種以上の元素が添加される場合、元素Ｚの添
加量を示すｅは、１原子％以下とすることが、少量の添
加で実効透磁率を向上でき、しかも保磁力を低くして、
軟磁気特性を向上でき、高価な上記元素Ｍ、Ｎｂまたは
Ｂの添加量を減らすことができる点で好ましい。
ると、これらの元素は酸化しやすいために、上記合金溶
湯を急冷するときに材料が酸化し易く、急冷後の合金の
組織が有する非晶質相を均一に形成するのが困難となっ
てしまう。また、元素ＺとしてＹ、希土類元素のうち少
なくとも１種以上の元素が添加される場合、元素Ｚの添
加量を示すｅは、１原子％以下とすることが、少量の添
加で実効透磁率を向上でき、しかも保磁力を低くして、
軟磁気特性を向上でき、高価な上記元素Ｍ、Ｎｂまたは
Ｂの添加量を減らすことができる点で好ましい。
【００５４】また、本発明の軟磁性合金には、Ａｇ，Ａ
ｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｃｕの１種または２種以上の元素Ｍ’
を１原子％以下含有させると、軟磁気特性が改善される
点で好ましく、より好ましくは元素Ｍ’を０原子％を越
えて０．１原子％以下含有させると１ｋＨｚにおける実
効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が１．５０
Ｔ以上とすることができるうえ、保磁力を低くでき、軟
磁気特性を改善でき、さらに好ましくは０．０５原子％
以上０．０８原子％以下含有させると、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が３００００以上で、飽和磁束密度が１．
５５Ｔ以上とすることができるうえ、保磁力を低くで
き、軟磁気特性をさらに向上できる。Ｐｄ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、Ｐｄ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Ｐｄ，Ａ
ｇ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相が不均一とな
り、その結果、非晶質相の安定性が低下したことに起因
すると考えられる。不均一な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不均一核生
成するため、得られる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。
ｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｃｕの１種または２種以上の元素Ｍ’
を１原子％以下含有させると、軟磁気特性が改善される
点で好ましく、より好ましくは元素Ｍ’を０原子％を越
えて０．１原子％以下含有させると１ｋＨｚにおける実
効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が１．５０
Ｔ以上とすることができるうえ、保磁力を低くでき、軟
磁気特性を改善でき、さらに好ましくは０．０５原子％
以上０．０８原子％以下含有させると、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が３００００以上で、飽和磁束密度が１．
５５Ｔ以上とすることができるうえ、保磁力を低くで
き、軟磁気特性をさらに向上できる。Ｐｄ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、Ｐｄ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Ｐｄ，Ａ
ｇ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相が不均一とな
り、その結果、非晶質相の安定性が低下したことに起因
すると考えられる。不均一な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不均一核生
成するため、得られる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。
【００５５】また、本発明の軟磁性合金には、Ｇａを２
原子％以下含有することが好ましく、さらに好ましくは
０．７原子％以上１．７原子％以下含有することが１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率を３２０００以上で、飽和磁束
密度が１．５０Ｔ以上とすることができるうえ、保磁力
を低くできる。Ｇａは半金属元素として知られるもので
あるが、このＧａはＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体心
立方晶の相）に固溶する。Ｇａの含有量が２原子％を超
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。Ｇａ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。またＧａは結晶粒径を微細化させる効果がある。
従ってＧａは添加した効果が特に大きい。
原子％以下含有することが好ましく、さらに好ましくは
０．７原子％以上１．７原子％以下含有することが１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率を３２０００以上で、飽和磁束
密度が１．５０Ｔ以上とすることができるうえ、保磁力
を低くできる。Ｇａは半金属元素として知られるもので
あるが、このＧａはＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体心
立方晶の相）に固溶する。Ｇａの含有量が２原子％を超
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。Ｇａ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。またＧａは結晶粒径を微細化させる効果がある。
従ってＧａは添加した効果が特に大きい。
【００５６】本発明の軟磁性合金においては、Ｇａを必
ず添加すると共に、元素ＺとしてＬａを添加することに
より、残留磁束密度を小さくして鉄損を低減させること
ができる。即ち、Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf
なる組成、あるいはＴ100-a- b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’
dＺeＧａfなる組成の軟磁性合金において、元素ＺをＬ
ａとすることにより、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３
Ｔにおける残留磁束密度を０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下と
し、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔにおける鉄損を
０．２Ｗ／ｋｇ以下、より好ましくは０．１Ｗ／ｋｇ以
下にすることができる。
ず添加すると共に、元素ＺとしてＬａを添加することに
より、残留磁束密度を小さくして鉄損を低減させること
ができる。即ち、Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf
なる組成、あるいはＴ100-a- b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’
dＺeＧａfなる組成の軟磁性合金において、元素ＺをＬ
ａとすることにより、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３
Ｔにおける残留磁束密度を０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下と
し、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔにおける鉄損を
０．２Ｗ／ｋｇ以下、より好ましくは０．１Ｗ／ｋｇ以
下にすることができる。
【００５７】尚、上記の元素以外に必要に応じてＳｃ、
Ｚｎ、Ｓｉ、Ｔｃ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓ
ｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓ
ｒ、Ｂａ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｏｓ、Ｉr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の高透磁率と高飽和磁束密
度を有する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。
Ｚｎ、Ｓｉ、Ｔｃ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓ
ｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓ
ｒ、Ｂａ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｏｓ、Ｉr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の高透磁率と高飽和磁束密
度を有する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。
【００５８】本発明の軟磁性合金は、大気雰囲気中また
は不活性ガスフロー中にてＴ100-a- b-c-dＭaＸbＮｂ
cＭ’dなる組成、あるいはＴ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂc
Ｍ’dＺ eなる組成、あるいはＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂc
Ｇａfなる組成、あるいはＴ100- a-b-c-e-fＭaＸbＮｂc
ＺeＧａfなる組成、あるいはＴ100-a-b-c-d-e-fＭaＸb
ＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の合金溶湯を急冷して得ら
れた非晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結
晶粒を析出させてなるものであるので、１．５０Ｔ以上
の高い飽和磁束密度と、１ｋＨｚにおける実効透磁率が
２００００以上を示すことができ、また、組成によって
は、１．５５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示すことがで
きる。
は不活性ガスフロー中にてＴ100-a- b-c-dＭaＸbＮｂ
cＭ’dなる組成、あるいはＴ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂc
Ｍ’dＺ eなる組成、あるいはＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂc
Ｇａfなる組成、あるいはＴ100- a-b-c-e-fＭaＸbＮｂc
ＺeＧａfなる組成、あるいはＴ100-a-b-c-d-e-fＭaＸb
ＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の合金溶湯を急冷して得ら
れた非晶質相を主体とする合金に熱処理により微細な結
晶粒を析出させてなるものであるので、１．５０Ｔ以上
の高い飽和磁束密度と、１ｋＨｚにおける実効透磁率が
２００００以上を示すことができ、また、組成によって
は、１．５５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示すことがで
きる。
【００５９】次に、上述の本発明の軟磁性合金の製造方
法について説明する。図１は、本発明の軟磁性合金の製
造方法の実施に好適に用いられる合金薄帯製造装置の例
を示す概略構成図である。この合金薄帯製造装置は、大
気雰囲気中で回転する冷却ロール１の冷却面１ａに上記
のＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-d-eＭ aＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成、あるい
はＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、あるい
はＴ100-a-b- c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組
成（ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくともＦ
ｅを含む１種以上の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上の元素を表
し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのうちの少なくともＢを含む１種以
上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕ
のうちの少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、
Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくと
も１種以上の元素）の合金溶湯を噴出させ、この合金溶
湯を冷却面１ａで冷却して合金薄帯を得るものである。
この合金薄帯製造装置は、冷却ロール１と、合金を保持
するるつぼ３の下端部に連接される溶湯ノズル２と、溶
湯ノズル２及びるつぼ３の外周に捲回・配置された加熱
コイル４と、不活性ガスを溶湯ノズル２の少なくとも先
端部にフローするための第１ガスフロー供給手段である
第１〜第３のガスフローノズル５１、５２、５３、５４
と、冷却ロール１の冷却面１ａに向けて不活性ガスをフ
ローする第２ガスフロー供給手段である第５のガスフロ
ーノズル５５から基本的に構成されている。
法について説明する。図１は、本発明の軟磁性合金の製
造方法の実施に好適に用いられる合金薄帯製造装置の例
を示す概略構成図である。この合金薄帯製造装置は、大
気雰囲気中で回転する冷却ロール１の冷却面１ａに上記
のＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-d-eＭ aＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成、あるい
はＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、あるい
はＴ100-a-b- c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組
成（ただし、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくともＦ
ｅを含む１種以上の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、
Ｔａ、Ｗ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上の元素を表
し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのうちの少なくともＢを含む１種以
上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕ
のうちの少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、
Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうちの少なくと
も１種以上の元素）の合金溶湯を噴出させ、この合金溶
湯を冷却面１ａで冷却して合金薄帯を得るものである。
この合金薄帯製造装置は、冷却ロール１と、合金を保持
するるつぼ３の下端部に連接される溶湯ノズル２と、溶
湯ノズル２及びるつぼ３の外周に捲回・配置された加熱
コイル４と、不活性ガスを溶湯ノズル２の少なくとも先
端部にフローするための第１ガスフロー供給手段である
第１〜第３のガスフローノズル５１、５２、５３、５４
と、冷却ロール１の冷却面１ａに向けて不活性ガスをフ
ローする第２ガスフロー供給手段である第５のガスフロ
ーノズル５５から基本的に構成されている。
【００６０】冷却ロール１は、図示しないモータにより
矢印（反時計）方向へ回転駆動される。冷却ロール１の
冷却面１ａは、炭素鋼、例えばＪＩＳＳ４５ＣなどのＦ
ｅ基合金、または真鍮（Ｃｕ−Ｚｎ合金）、あるいは純
Ｃｕで構成することが望ましい。冷却ロール１の冷却面
１ａが真鍮あるいは純Ｃｕであると、熱伝導性が高いこ
とから、冷却効果が高く、溶湯の急冷に適している。冷
却効果を向上させるためには、内部に水冷構造を設ける
ことが望ましい。
矢印（反時計）方向へ回転駆動される。冷却ロール１の
冷却面１ａは、炭素鋼、例えばＪＩＳＳ４５ＣなどのＦ
ｅ基合金、または真鍮（Ｃｕ−Ｚｎ合金）、あるいは純
Ｃｕで構成することが望ましい。冷却ロール１の冷却面
１ａが真鍮あるいは純Ｃｕであると、熱伝導性が高いこ
とから、冷却効果が高く、溶湯の急冷に適している。冷
却効果を向上させるためには、内部に水冷構造を設ける
ことが望ましい。
【００６１】図１において、るつぼ３内で溶解された合
金溶湯は、下端部の溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷
却面１ａに向けて噴出される。るつぼ３の上部は、供給
管７を介してＡｒガスなどのガス供給源８に接続される
と共に、供給管７には、圧力調整弁９と電磁弁１０とが
組み込まれ、供給管７において圧力調整弁９と電磁弁１
０との間には圧力計１１が組み込まれている。また、供
給管７には補助管１２が並列的に接続され、補助管１２
には圧力調整弁１３、流量調整弁１４、流量計１５が組
み込まれている。したがって、ガス供給源８からるつぼ
３内にＡｒガスなどのガスを供給して溶湯ノズル２から
溶湯を冷却ロール１に向けて噴出できるようになってい
る。
金溶湯は、下端部の溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷
却面１ａに向けて噴出される。るつぼ３の上部は、供給
管７を介してＡｒガスなどのガス供給源８に接続される
と共に、供給管７には、圧力調整弁９と電磁弁１０とが
組み込まれ、供給管７において圧力調整弁９と電磁弁１
０との間には圧力計１１が組み込まれている。また、供
給管７には補助管１２が並列的に接続され、補助管１２
には圧力調整弁１３、流量調整弁１４、流量計１５が組
み込まれている。したがって、ガス供給源８からるつぼ
３内にＡｒガスなどのガスを供給して溶湯ノズル２から
溶湯を冷却ロール１に向けて噴出できるようになってい
る。
【００６２】合金薄帯の製造時には、大気雰囲気中にて
冷却ロール１を高速で回転させつつ、その頂部付近、も
しくは、頂部よりやや前方に近接配置した溶湯ノズル２
から上記のいずれかの組成の合金溶湯を噴出することに
より、冷却ロール１の表面で急速冷却して固化させつつ
冷却ロール１の回転方向に帯状となして引き出す。溶湯
ノズル２の溶湯吹き出し口は矩形状を有するが、吹出し
幅（冷却ロール１の回転方向の幅）は、０．１〜０．８
ｍｍ程度であることが望ましい。０．８ｍｍを超えると
十分な冷却が困難な場合があるからである。
冷却ロール１を高速で回転させつつ、その頂部付近、も
しくは、頂部よりやや前方に近接配置した溶湯ノズル２
から上記のいずれかの組成の合金溶湯を噴出することに
より、冷却ロール１の表面で急速冷却して固化させつつ
冷却ロール１の回転方向に帯状となして引き出す。溶湯
ノズル２の溶湯吹き出し口は矩形状を有するが、吹出し
幅（冷却ロール１の回転方向の幅）は、０．１〜０．８
ｍｍ程度であることが望ましい。０．８ｍｍを超えると
十分な冷却が困難な場合があるからである。
【００６３】合金薄帯製造時の冷却ロール１と溶湯ノズ
ル２との間隔は、０．１〜０．８mmの範囲で選択すれば
よい。０．１ｍｍ未満では溶湯の噴出が困難となり、溶
湯ノズル２の破損を引き起こすおそれがあるからであ
り、また、０．８ｍｍを超えると良好な性状の薄帯製造
が困難となるからである。冷却ロール１と溶湯ノズル２
との間隔が調整できるように、るつぼ３は、図示しない
昇降手段により昇降可能である。冷却ロール１は、合金
薄帯製造開始後から、温度上昇により表面が熱膨張して
径が拡大するため、冷却ロール１と溶湯ノズル２との間
隔を製造開始後に徐々に大きくしていくことが板厚精度
の高い薄帯を製造するためには望ましい。
ル２との間隔は、０．１〜０．８mmの範囲で選択すれば
よい。０．１ｍｍ未満では溶湯の噴出が困難となり、溶
湯ノズル２の破損を引き起こすおそれがあるからであ
り、また、０．８ｍｍを超えると良好な性状の薄帯製造
が困難となるからである。冷却ロール１と溶湯ノズル２
との間隔が調整できるように、るつぼ３は、図示しない
昇降手段により昇降可能である。冷却ロール１は、合金
薄帯製造開始後から、温度上昇により表面が熱膨張して
径が拡大するため、冷却ロール１と溶湯ノズル２との間
隔を製造開始後に徐々に大きくしていくことが板厚精度
の高い薄帯を製造するためには望ましい。
【００６４】また、図１に示すように、冷却ロール１の
回転方向前下方には、薄帯誘導板７０とスクレイパー７
２とが備えられている。冷却面１ａにおいて溶湯が冷却
されて形成された合金薄帯は、スクレイパー７２により
冷却ロール１から剥離されて薄帯誘導板７０に案内され
る。従って、スクレイパー７２の近傍が、冷却面１ａか
ら合金薄帯が剥離する位置１ｂとなる。
回転方向前下方には、薄帯誘導板７０とスクレイパー７
２とが備えられている。冷却面１ａにおいて溶湯が冷却
されて形成された合金薄帯は、スクレイパー７２により
冷却ロール１から剥離されて薄帯誘導板７０に案内され
る。従って、スクレイパー７２の近傍が、冷却面１ａか
ら合金薄帯が剥離する位置１ｂとなる。
【００６５】第１ガスフロー供給手段による不活性ガス
の供給は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置され
る第１および第２のガスフローノズル５１、５２、前方
側に設置される第３のガスフローノズル５３、溶湯ノズ
ル２の先端を囲むように設置される第４のガスフローノ
ズル５４からのガスフローによって供給することが望ま
しい。
の供給は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置され
る第１および第２のガスフローノズル５１、５２、前方
側に設置される第３のガスフローノズル５３、溶湯ノズ
ル２の先端を囲むように設置される第４のガスフローノ
ズル５４からのガスフローによって供給することが望ま
しい。
【００６６】図１において、第１のガスフローノズル５
１は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置されるガ
スフロー供給を行うための手段のうちの１つである。こ
の第１のガスフローノズル５１は、冷却ロール１の後方
のほぼ接線方向から溶湯ノズル２の先端近傍（以下、パ
ドル生成部）にガスをフローするためのものである。そ
して、第１のガスフローノズル５１は、幅５mmの比較的
細いスリットを有し、ある程度速い流速でガスをフロー
する。第２のガスフローノズル５２は、後方側に設置さ
れるガスフロー供給を行うための手段のうちのもう１つ
である。この第２のガスフローノズル５２は、第１のガ
スフローノズル５１からのガスフロー上にガスフロー
し、第１のガスフローノズル５１から供給されたガスフ
ローを大気と遮断して、大気が巻き込まれるのを防止す
るガスフローを供給するために、溶湯ノズル２と第１の
ガスフローノズル５１との間に設置されている。そし
て、第２のガスフローノズル５２は、第１のガスフロー
ノズル５１より広い２０mmのスリットを有し、第１のガ
スフローより遅い流速でガスフローを行う。また、図１
に示すように、第１および第２のガスフローノズル５
１、５２を溶湯ノズル２に近傍に設置しているので、パ
ドル生成部付近に不活性ガスフローが供給されることに
なり、パドル生成部付近の酸素濃度低減効果を向上させ
る。
１は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置されるガ
スフロー供給を行うための手段のうちの１つである。こ
の第１のガスフローノズル５１は、冷却ロール１の後方
のほぼ接線方向から溶湯ノズル２の先端近傍（以下、パ
ドル生成部）にガスをフローするためのものである。そ
して、第１のガスフローノズル５１は、幅５mmの比較的
細いスリットを有し、ある程度速い流速でガスをフロー
する。第２のガスフローノズル５２は、後方側に設置さ
れるガスフロー供給を行うための手段のうちのもう１つ
である。この第２のガスフローノズル５２は、第１のガ
スフローノズル５１からのガスフロー上にガスフロー
し、第１のガスフローノズル５１から供給されたガスフ
ローを大気と遮断して、大気が巻き込まれるのを防止す
るガスフローを供給するために、溶湯ノズル２と第１の
ガスフローノズル５１との間に設置されている。そし
て、第２のガスフローノズル５２は、第１のガスフロー
ノズル５１より広い２０mmのスリットを有し、第１のガ
スフローより遅い流速でガスフローを行う。また、図１
に示すように、第１および第２のガスフローノズル５
１、５２を溶湯ノズル２に近傍に設置しているので、パ
ドル生成部付近に不活性ガスフローが供給されることに
なり、パドル生成部付近の酸素濃度低減効果を向上させ
る。
【００６７】第３のガスフローノズル５３は、溶湯ノズ
ル２を基準として前方側に設置されるガスフロー供給を
行うための手段のうちの１つである。この第３のガスフ
ローノズル５３は、冷却ロール１の回転方向前方からの
大気の巻き込みを防止することを目的とするものであ
る。第３のガスフローノズル５３の形状は、第２のガス
フローノズル５２と同様であるが、スリットの幅を２．
５mmと狭くしている。第４のガスフローノズル５４は、
溶湯ノズル２の先端を囲むように設置されるガスフロー
供給を行うための手段である。この第４のガスフローノ
ズル５４は、溶湯ノズル２の先端を囲むようにガスをフ
ローするためのものである。そして、第４のガスフロー
ノズル５４は、外径６ｍｍのパイプを外径５７ｍｍ内径
４５ｍｍの環状に形成してなる環状パイプからなるもの
である。第４のガスフローノズル５４には、その外周位
置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、
外径１．５ｍｍの多数の孔が３．５ｍｍのピッチで環状
に設けられている。
ル２を基準として前方側に設置されるガスフロー供給を
行うための手段のうちの１つである。この第３のガスフ
ローノズル５３は、冷却ロール１の回転方向前方からの
大気の巻き込みを防止することを目的とするものであ
る。第３のガスフローノズル５３の形状は、第２のガス
フローノズル５２と同様であるが、スリットの幅を２．
５mmと狭くしている。第４のガスフローノズル５４は、
溶湯ノズル２の先端を囲むように設置されるガスフロー
供給を行うための手段である。この第４のガスフローノ
ズル５４は、溶湯ノズル２の先端を囲むようにガスをフ
ローするためのものである。そして、第４のガスフロー
ノズル５４は、外径６ｍｍのパイプを外径５７ｍｍ内径
４５ｍｍの環状に形成してなる環状パイプからなるもの
である。第４のガスフローノズル５４には、その外周位
置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、
外径１．５ｍｍの多数の孔が３．５ｍｍのピッチで環状
に設けられている。
【００６８】以上の第１〜第４のガスフローノズル５
１、５２、５３、５４は、単独で用いることは勿論、複
数を組み合わせて使用することができる。パドル生成部
付近の酸素低減効果は、第１および第２のガスフローノ
ズルが最も大きい。第１〜第４のガスフローノズル５
１、５２、５３、５４には、第１のガスフローノズル５
１について例示するように、圧力調整弁１６が接続され
た接続管１７を介してガス供給源１８に接続される。
１、５２、５３、５４は、単独で用いることは勿論、複
数を組み合わせて使用することができる。パドル生成部
付近の酸素低減効果は、第１および第２のガスフローノ
ズルが最も大きい。第１〜第４のガスフローノズル５
１、５２、５３、５４には、第１のガスフローノズル５
１について例示するように、圧力調整弁１６が接続され
た接続管１７を介してガス供給源１８に接続される。
【００６９】また、第２ガスフロー供給手段による不活
性ガスの供給は、図１に示すように、冷却ロール１の冷
却面１ａに向けてなされるものであって、好ましくは冷
却面１ａから合金薄帯が剥離する位置１ｂから溶湯ノズ
ル２の近傍に設けられた第１のガスフローノズル５１が
設けられている位置までの間で行うことが望ましい。図
１において、第２ガスフロー供給手段である第５のガス
フローノズル５５は、冷却面１ａと離間して冷却ロール
１のほぼ真下に位置しており、冷却面１ａを望むように
設けられて、冷却面１ａに向けてガスをフローできるよ
うになっている。第５のガスフローノズル５５は、幅
２．５mmの比較的細いスリットを有し、ある程度大きな
流量でガスをフローする。
性ガスの供給は、図１に示すように、冷却ロール１の冷
却面１ａに向けてなされるものであって、好ましくは冷
却面１ａから合金薄帯が剥離する位置１ｂから溶湯ノズ
ル２の近傍に設けられた第１のガスフローノズル５１が
設けられている位置までの間で行うことが望ましい。図
１において、第２ガスフロー供給手段である第５のガス
フローノズル５５は、冷却面１ａと離間して冷却ロール
１のほぼ真下に位置しており、冷却面１ａを望むように
設けられて、冷却面１ａに向けてガスをフローできるよ
うになっている。第５のガスフローノズル５５は、幅
２．５mmの比較的細いスリットを有し、ある程度大きな
流量でガスをフローする。
【００７０】第５のガスフローノズルから供給された不
活性ガスは、冷却ロール１の回転により冷却面１ａ上を
冷却ロール１の回転方向に沿って流れ、第１のガスフロ
ーノズルの近傍に達し、さらに溶湯ノズル２の近傍に流
れ込み、パドル生成部付近の酸素濃度を低減することが
可能となる。このように、冷却ロール１のほぼ真下に第
５のガスフローノズル５５を設置し、更に溶湯ノズル２
の周囲に、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、
５３、５４を設置することにより、パドル生成部付近に
おける酸素濃度の低減を行うことが可能になる。
活性ガスは、冷却ロール１の回転により冷却面１ａ上を
冷却ロール１の回転方向に沿って流れ、第１のガスフロ
ーノズルの近傍に達し、さらに溶湯ノズル２の近傍に流
れ込み、パドル生成部付近の酸素濃度を低減することが
可能となる。このように、冷却ロール１のほぼ真下に第
５のガスフローノズル５５を設置し、更に溶湯ノズル２
の周囲に、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、
５３、５４を設置することにより、パドル生成部付近に
おける酸素濃度の低減を行うことが可能になる。
【００７１】また、第５のガスフローノズルを設置する
位置は、冷却ロール１の真下に限られず、合金薄帯が冷
却面１ａから剥離する位置１ｂの近傍から第１のガスフ
ローノズル５１が設けられている位置の間にあればよ
い。また、第４のガスフローノズル５４は、その外周位
置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、
複数の孔を環状に設けてなるものとすることができる
が、外周位置と内周位置との中心の位置に複数の孔を環
状に設けてなる第４のガスフローノズルとすることや、
上記複数の孔に代えて、環状スリットを設けてなる第４
のガスフローノズルとすることもできる。また、渦巻状
に形成してなる第４のガスフローノズルとし、溶湯ノズ
ル２の先端を２重に取り囲むようにしてもよい。
位置は、冷却ロール１の真下に限られず、合金薄帯が冷
却面１ａから剥離する位置１ｂの近傍から第１のガスフ
ローノズル５１が設けられている位置の間にあればよ
い。また、第４のガスフローノズル５４は、その外周位
置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、
複数の孔を環状に設けてなるものとすることができる
が、外周位置と内周位置との中心の位置に複数の孔を環
状に設けてなる第４のガスフローノズルとすることや、
上記複数の孔に代えて、環状スリットを設けてなる第４
のガスフローノズルとすることもできる。また、渦巻状
に形成してなる第４のガスフローノズルとし、溶湯ノズ
ル２の先端を２重に取り囲むようにしてもよい。
【００７２】図１に示した合金薄帯製造装置を用いて薄
帯を製造するにあたっては、冷却ロール１を回転させる
前から、第１〜第５のガスフローノズル５１〜５５によ
り不活性ガスを供給することが望ましい。これは、冷却
ロール１の回転後に不活性ガスを供給する場合に比べ
て、冷却ロール１の回転前からガスフローを行った方
が、酸素濃度の低下が速くなるからである。したがっ
て、溶湯ノズル２の近傍雰囲気の酸素濃度を測定し、所
定の酸素濃度に達した後に冷却ロール１の回転を行うよ
うにすれば生産効率上望ましい。
帯を製造するにあたっては、冷却ロール１を回転させる
前から、第１〜第５のガスフローノズル５１〜５５によ
り不活性ガスを供給することが望ましい。これは、冷却
ロール１の回転後に不活性ガスを供給する場合に比べ
て、冷却ロール１の回転前からガスフローを行った方
が、酸素濃度の低下が速くなるからである。したがっ
て、溶湯ノズル２の近傍雰囲気の酸素濃度を測定し、所
定の酸素濃度に達した後に冷却ロール１の回転を行うよ
うにすれば生産効率上望ましい。
【００７３】本発明の軟磁性合金の製造方法において、
第１ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給条件と
しては、流量２００〜１８００l/min.、より好ましくは
１７６０l/min.の条件下で行えばよい。それは、流量が
２００l/min未満では、溶湯ノズル２近傍雰囲気の酸素
量低減に効果がなく、一方、１８００l/minを超えて
も、ガスフローによる周囲からの大気の巻き込みが原因
となり、酸素濃度低減効果が減じてしまい、供給量に見
合う効果が望めないからである。
第１ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給条件と
しては、流量２００〜１８００l/min.、より好ましくは
１７６０l/min.の条件下で行えばよい。それは、流量が
２００l/min未満では、溶湯ノズル２近傍雰囲気の酸素
量低減に効果がなく、一方、１８００l/minを超えて
も、ガスフローによる周囲からの大気の巻き込みが原因
となり、酸素濃度低減効果が減じてしまい、供給量に見
合う効果が望めないからである。
【００７４】その場合、第１のガスフローノズル５１か
らのガスフローである第１のガスフローは、流量３３０
〜５３０l/min、第２のガスフローノズル５２からのガ
スフローである第２のガスフローは、流量１８０〜３８
０l/min、第３のガスフローノズル５３からのガスフロ
ーである第３のガスフローは、流量１５０〜３５０l/mi
n、第４のガスフローノズル５４からのガスフローであ
る第４のガスフローは、流量２００〜４００l/minとす
ることが望ましい。第１〜第４のガスフローのより望ま
しい範囲は、各々、第１のガスフロー；流量３８０〜４
８０l/min、最も好ましくは４３０l/min、第２のガスフ
ロー；流量２３０〜３３０l/min、最も好ましくは２８
０l/min、第３のガスフロー；流量１５０〜３５０l/mi
n、最も好ましくは２５０l/min、第４のガスフロー；流
量２００〜４００l/min流速である。
らのガスフローである第１のガスフローは、流量３３０
〜５３０l/min、第２のガスフローノズル５２からのガ
スフローである第２のガスフローは、流量１８０〜３８
０l/min、第３のガスフローノズル５３からのガスフロ
ーである第３のガスフローは、流量１５０〜３５０l/mi
n、第４のガスフローノズル５４からのガスフローであ
る第４のガスフローは、流量２００〜４００l/minとす
ることが望ましい。第１〜第４のガスフローのより望ま
しい範囲は、各々、第１のガスフロー；流量３８０〜４
８０l/min、最も好ましくは４３０l/min、第２のガスフ
ロー；流量２３０〜３３０l/min、最も好ましくは２８
０l/min、第３のガスフロー；流量１５０〜３５０l/mi
n、最も好ましくは２５０l/min、第４のガスフロー；流
量２００〜４００l/min流速である。
【００７５】本発明の製造方法において、第２ガスフロ
ー供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量
２５０〜７５０l/min.、より好ましくは５００l/min.の
条件下で行えばよい。それは、流量が２５０l/min未満
では、やはり溶湯ノズル近傍雰囲気の酸素量低減に効果
がなく、一方、７５０l/minを超えても供給量に見合う
効果が望めないからである。従って、第５のガスフロー
ノズル５５からのガスフローである第５のガスフロー
は、流量２５０〜７５０l/minとすることが望ましい。
第５のガスフローのより望ましい範囲は、流量４００〜
６００l/min、最も好ましくは５００l/minである。
ー供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量
２５０〜７５０l/min.、より好ましくは５００l/min.の
条件下で行えばよい。それは、流量が２５０l/min未満
では、やはり溶湯ノズル近傍雰囲気の酸素量低減に効果
がなく、一方、７５０l/minを超えても供給量に見合う
効果が望めないからである。従って、第５のガスフロー
ノズル５５からのガスフローである第５のガスフロー
は、流量２５０〜７５０l/minとすることが望ましい。
第５のガスフローのより望ましい範囲は、流量４００〜
６００l/min、最も好ましくは５００l/minである。
【００７６】本発明の軟磁性合金の製造方法に用いる不
活性ガスとしては、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒ
ｎから選ばれる少なくとも２種類の不活性ガスを使用す
ることができ、Ｎ2とＡｒであることが望ましい。ま
た、不活性ガスは、第１のガスフローには、第２〜第５
のガスフローよりも重い不活性ガスを使用することが望
ましい。より望ましくは、第１のガスフローとして、空
気よりも重い不活性ガスを使用する。
活性ガスとしては、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒ
ｎから選ばれる少なくとも２種類の不活性ガスを使用す
ることができ、Ｎ2とＡｒであることが望ましい。ま
た、不活性ガスは、第１のガスフローには、第２〜第５
のガスフローよりも重い不活性ガスを使用することが望
ましい。より望ましくは、第１のガスフローとして、空
気よりも重い不活性ガスを使用する。
【００７７】なお、各ガスフローノズル５１、５２、５
３、５４、５５は、組成により必要に応じてガスフロー
を行えば、足りるものであり、ガスフローなしでも本発
明における軟磁性合金の薄帯は、十分に製造できる。こ
のようにした場合は、さらなる工数とコストの削減が可
能となる。また、図１に示すように、ノズル取り付け板
６２は、溶湯ノズル２の位置を基準にして、冷却ロール
１の回転方向の前方から後方に向けて延在するように設
けられている。このノズル取り付け板６２には、ノズル
取り付け孔６２１が設けられている。溶湯ノズル２は、
このノズル取り付け孔６２１を貫通して、溶湯ノズル２
の溶湯吹き出し部先端部分２１が冷却ロール１の冷却面
１ａを望むように配置される。るつぼ３は、筒３ａに収
納されている。この筒３ａは、ノズル取り付け孔６２１
を塞いで大気の流入を防止している。更に、ノズル取り
付け板６２には、第３のガスフローノズル５３が貫通す
るための孔６２２が設けられている。第３のガスフロー
ノズル５３は、この孔６２２を貫通してノズルの先端が
冷却ロール１の冷却面を望むように配置される。この第
３のガスフローノズル５３により、不活性ガスフローを
ロール回転方向前方からパドル生成部付近に向けて供給
する。
３、５４、５５は、組成により必要に応じてガスフロー
を行えば、足りるものであり、ガスフローなしでも本発
明における軟磁性合金の薄帯は、十分に製造できる。こ
のようにした場合は、さらなる工数とコストの削減が可
能となる。また、図１に示すように、ノズル取り付け板
６２は、溶湯ノズル２の位置を基準にして、冷却ロール
１の回転方向の前方から後方に向けて延在するように設
けられている。このノズル取り付け板６２には、ノズル
取り付け孔６２１が設けられている。溶湯ノズル２は、
このノズル取り付け孔６２１を貫通して、溶湯ノズル２
の溶湯吹き出し部先端部分２１が冷却ロール１の冷却面
１ａを望むように配置される。るつぼ３は、筒３ａに収
納されている。この筒３ａは、ノズル取り付け孔６２１
を塞いで大気の流入を防止している。更に、ノズル取り
付け板６２には、第３のガスフローノズル５３が貫通す
るための孔６２２が設けられている。第３のガスフロー
ノズル５３は、この孔６２２を貫通してノズルの先端が
冷却ロール１の冷却面を望むように配置される。この第
３のガスフローノズル５３により、不活性ガスフローを
ロール回転方向前方からパドル生成部付近に向けて供給
する。
【００７８】ノズル取り付け板６２が、冷却ロール１の
冷却面１ａに接近するように設けられるので、パドル生
成部付近の空間が狭くなる。このような狭い空間に向け
て、第１〜４のガスフローノズル５１、５２、５３、５
４によって、常に多量の不活性ガスが供給されるので、
パドル生成部付近における不活性ガスの濃度が非常に高
くなり、逆に酸素濃度は著しく低減される。図１に示す
ように、ノズル取り付け板６２は、冷却ロール１の回転
方向前方から上記冷却面に向けて平坦に延びているが、
これに限られず、冷却ロール１の回転方向前方から冷却
面１ａに向けて湾曲しつつ延びるノズル取り付け板であ
っても良い。
冷却面１ａに接近するように設けられるので、パドル生
成部付近の空間が狭くなる。このような狭い空間に向け
て、第１〜４のガスフローノズル５１、５２、５３、５
４によって、常に多量の不活性ガスが供給されるので、
パドル生成部付近における不活性ガスの濃度が非常に高
くなり、逆に酸素濃度は著しく低減される。図１に示す
ように、ノズル取り付け板６２は、冷却ロール１の回転
方向前方から上記冷却面に向けて平坦に延びているが、
これに限られず、冷却ロール１の回転方向前方から冷却
面１ａに向けて湾曲しつつ延びるノズル取り付け板であ
っても良い。
【００７９】図１に示した合金薄帯製造装置を用いて本
発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金を
製造するには、この合金薄帯製造装置を室温程度の大気
雰囲気中に設置し、溶湯ノズル（溶湯射出用ノズル）２
の少なくとも溶湯吹き出し部先端部分２１に第１〜第４
のガスフローノズル５１〜５４からそれぞれ不活性ガス
をフローするとともに冷却ロール１の冷却面１ａに向け
て第５のガスフローノズル５５から不活性ガスをフロー
しつつ、上記のいずれかで示される組成式を示す合金溶
湯を溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷却面１ａに射出
して急冷し、非晶質相を主体とする合金薄帯を得る。つ
いで、作製した合金薄帯を、必要に応じて巻回、打ち抜
き、カッティング等の加工を施した後あるいは積層した
後、熱処理することにより、上記合金薄帯の非晶質相の
中の一部が結晶化し、平均粒径１００ｎｍ以下の微細な
ｂｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）が組織の少な
くとも５０％以上析出し、非晶質相と微細結晶層との混
相組織が形成され、目的とする軟磁性合金が得られる。
発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金を
製造するには、この合金薄帯製造装置を室温程度の大気
雰囲気中に設置し、溶湯ノズル（溶湯射出用ノズル）２
の少なくとも溶湯吹き出し部先端部分２１に第１〜第４
のガスフローノズル５１〜５４からそれぞれ不活性ガス
をフローするとともに冷却ロール１の冷却面１ａに向け
て第５のガスフローノズル５５から不活性ガスをフロー
しつつ、上記のいずれかで示される組成式を示す合金溶
湯を溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷却面１ａに射出
して急冷し、非晶質相を主体とする合金薄帯を得る。つ
いで、作製した合金薄帯を、必要に応じて巻回、打ち抜
き、カッティング等の加工を施した後あるいは積層した
後、熱処理することにより、上記合金薄帯の非晶質相の
中の一部が結晶化し、平均粒径１００ｎｍ以下の微細な
ｂｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）が組織の少な
くとも５０％以上析出し、非晶質相と微細結晶層との混
相組織が形成され、目的とする軟磁性合金が得られる。
【００８０】熱処理により平均結晶粒径１００ｎｍ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１０
０ｎｍ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℃（７５
３Ｋ〜８２３Ｋ）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７４０〜
８１０℃（１０１３Ｋ〜１０８３Ｋ）程度である。
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１０
０ｎｍ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℃（７５
３Ｋ〜８２３Ｋ）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７４０〜
８１０℃（１０１３Ｋ〜１０８３Ｋ）程度である。
【００８１】したがって、本発明において、非晶質相を
主体とする合金の薄帯等を熱処理する際の保持温度（熱
処理温度）は４８０℃〜８１０℃（７５３Ｋ〜１０８３
Ｋ）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、２０〜２００℃／分（２０〜２００Ｋ／分）の範
囲が好ましく、４０〜２００℃／分（４０〜２００Ｋ／
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。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、０〜１８０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１８０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。
主体とする合金の薄帯等を熱処理する際の保持温度（熱
処理温度）は４８０℃〜８１０℃（７５３Ｋ〜１０８３
Ｋ）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、２０〜２００℃／分（２０〜２００Ｋ／分）の範
囲が好ましく、４０〜２００℃／分（４０〜２００Ｋ／
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。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、０〜１８０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１８０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。
【００８２】本実施形態の軟磁性合金の製造方法によれ
ば、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成、
又はＴ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成、又
はＴ 100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の
合金溶湯を用いているので、この合金溶湯を大気雰囲気
中で単ロール法などを用いて急冷しても材料が酸化する
ことがなく、材料が酸化することに起因する溶融ノズル
詰まりを防止でき、また、溶融ノズル詰まりを生じない
ので、冷却ロール１やるつぼ３を不活性ガス雰囲気とし
たチャンバ内に配置にする必要がなく、チャンバ内を不
活性ガス雰囲気に保持するための付帯設備を設けなくて
も済み、軟磁性合金の製造コストを低減できる。
ば、上記のＴ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成、
又はＴ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成、又
はＴ 100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の
合金溶湯を用いているので、この合金溶湯を大気雰囲気
中で単ロール法などを用いて急冷しても材料が酸化する
ことがなく、材料が酸化することに起因する溶融ノズル
詰まりを防止でき、また、溶融ノズル詰まりを生じない
ので、冷却ロール１やるつぼ３を不活性ガス雰囲気とし
たチャンバ内に配置にする必要がなく、チャンバ内を不
活性ガス雰囲気に保持するための付帯設備を設けなくて
も済み、軟磁性合金の製造コストを低減できる。
【００８３】また、上述したように上記組成の合金溶湯
は大気雰囲気中で急冷しても材料が酸化しないので、冷
却ロール１やるつぼ３が配置されたチャンバを大気雰囲
気に開放したままの状態で、あるいは冷却ロール１やる
つぼ３をチャンバ内に配置することなく、上記合金溶湯
を急冷して非晶質相を主体とする合金を連続的に製造す
ることが可能で、不活性ガス雰囲気とされたチャンバ内
で合金溶湯を急冷する場合のような１チャージ毎に不活
性ガス雰囲気とされていたチャンバを開放したり、再度
密閉して不活性ガス雰囲気に置換するという煩雑な作業
を行わなくても済み、作業性を向上でき、軟磁性合金を
大量生産できる。
は大気雰囲気中で急冷しても材料が酸化しないので、冷
却ロール１やるつぼ３が配置されたチャンバを大気雰囲
気に開放したままの状態で、あるいは冷却ロール１やる
つぼ３をチャンバ内に配置することなく、上記合金溶湯
を急冷して非晶質相を主体とする合金を連続的に製造す
ることが可能で、不活性ガス雰囲気とされたチャンバ内
で合金溶湯を急冷する場合のような１チャージ毎に不活
性ガス雰囲気とされていたチャンバを開放したり、再度
密閉して不活性ガス雰囲気に置換するという煩雑な作業
を行わなくても済み、作業性を向上でき、軟磁性合金を
大量生産できる。
【００８４】また、本実施形態の軟磁性合金の製造方法
によれば、合金溶湯として、Ｔ100- a-b-c-dＭaＸbＮｂc
なる組成の合金またはＴ100-b-c-dＸbＮｂcなる組成の
合金に、必要に応じて上記元素Ｍ’と、元素Ｚと、Ｇａ
のうち１種以上の元素を添加した組成のものを用いるよ
うにしているので、１ｋＨｚの実効透磁率が２００００
Ｔ以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上で、軟磁気特
性がより一層向上した高透磁率と高飽和磁束密度を有す
る軟磁性合金が得られる。特に、合金溶湯として、Ｔ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成
の合金において、元素ＺをＬａとすることにより、周波
数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔにおける残留磁束密度を
０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下とし、周波数５０Ｈｚ、励磁
磁界１．３Ｔにおける鉄損を０．２Ｗ／ｋｇ以下、より
好ましくは０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることができる。
によれば、合金溶湯として、Ｔ100- a-b-c-dＭaＸbＮｂc
なる組成の合金またはＴ100-b-c-dＸbＮｂcなる組成の
合金に、必要に応じて上記元素Ｍ’と、元素Ｚと、Ｇａ
のうち１種以上の元素を添加した組成のものを用いるよ
うにしているので、１ｋＨｚの実効透磁率が２００００
Ｔ以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上で、軟磁気特
性がより一層向上した高透磁率と高飽和磁束密度を有す
る軟磁性合金が得られる。特に、合金溶湯として、Ｔ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、あるいは
Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成
の合金において、元素ＺをＬａとすることにより、周波
数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔにおける残留磁束密度を
０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下とし、周波数５０Ｈｚ、励磁
磁界１．３Ｔにおける鉄損を０．２Ｗ／ｋｇ以下、より
好ましくは０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることができる。
【００８５】従って本実施形態の高透磁率と高飽和磁束
密度を有する軟磁性合金の製造方法によれば、作業性良
く、しかも溶湯ノズル詰まりを生じることなく、大気雰
囲気中で合金溶湯を急冷でき、この後熱処理を施すこと
により、高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、鉄損
が低く、軟磁気特性をより一層向上させた軟磁性合金を
低コストで製造できる。
密度を有する軟磁性合金の製造方法によれば、作業性良
く、しかも溶湯ノズル詰まりを生じることなく、大気雰
囲気中で合金溶湯を急冷でき、この後熱処理を施すこと
により、高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、鉄損
が低く、軟磁気特性をより一層向上させた軟磁性合金を
低コストで製造できる。
【００８６】なお、上記の実施形態においては、本発明
の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金を図１
に示す合金薄帯製造装置を用いて製造する場合について
説明したが、本発明の軟磁性合金は、チャンバ内に溶湯
ノズルと冷却ロールを配置した従来から一般に用いられ
ている合金薄帯製造装置を用いて製造することも可能
で、その場合、チャンバ内は不活性ガス雰囲気とする必
要がなく、あるいは、溶湯ノズルや冷却ロール等はチャ
ンバ内に配置されていなくてもよい。
の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金を図１
に示す合金薄帯製造装置を用いて製造する場合について
説明したが、本発明の軟磁性合金は、チャンバ内に溶湯
ノズルと冷却ロールを配置した従来から一般に用いられ
ている合金薄帯製造装置を用いて製造することも可能
で、その場合、チャンバ内は不活性ガス雰囲気とする必
要がなく、あるいは、溶湯ノズルや冷却ロール等はチャ
ンバ内に配置されていなくてもよい。
【００８７】
【実施例】以下、実施例により更に具体的に説明する。 （実験例１） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯中のＦｅが８
３．０〜８４．０原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子
％と、元素ＸとしてＢが９．５〜１０．０原子％、元素
Ｍ’としてＰｄ又はＡｕ又はＰｔ又はＣｕが０〜１．５
原子％と、元素ＺとしてＬａ又はＮｄ又はＹ又はＣｅが
０原子％〜０．０５原子％の範囲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た。室温で、１．０１
３２５×１０5パスカルの大気雰囲気中において、図１
に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２内で上記母合金
を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分２
１より高速回転している銅ロール１の冷却面１ａに吹き
出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の合金薄帯
を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル５１、５
２、５３、５４は、本実験例において作動させず、ガス
フローなしで合金薄帯の作製を行った。次に得られた各
種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、熱処理温度（アニール温度）６５０゜Ｃ（９２３
Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分で熱処理を行
い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの表１、表２に示す各種の
合金薄帯試料（サンプルＮｏ．１〜Ｎｏ．４０）を得
た。
３．０〜８４．０原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子
％と、元素ＸとしてＢが９．５〜１０．０原子％、元素
Ｍ’としてＰｄ又はＡｕ又はＰｔ又はＣｕが０〜１．５
原子％と、元素ＺとしてＬａ又はＮｄ又はＹ又はＣｅが
０原子％〜０．０５原子％の範囲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た。室温で、１．０１
３２５×１０5パスカルの大気雰囲気中において、図１
に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２内で上記母合金
を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分２
１より高速回転している銅ロール１の冷却面１ａに吹き
出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の合金薄帯
を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル５１、５
２、５３、５４は、本実験例において作動させず、ガス
フローなしで合金薄帯の作製を行った。次に得られた各
種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、熱処理温度（アニール温度）６５０゜Ｃ（９２３
Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分で熱処理を行
い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの表１、表２に示す各種の
合金薄帯試料（サンプルＮｏ．１〜Ｎｏ．４０）を得
た。
【００８８】
【表１】
【００８９】
【表２】
【００９０】（測定）得られた各種の合金薄帯試料（サ
ンプルＮｏ．１〜４０）の１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）につ
いて測定した。その結果を表１、表２にあわせて示す。
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５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、
１ｋＨｚとした。保磁力及び飽和磁束密度は、直流Ｂ−
Ｈループトレーサを用いて測定した。
ンプルＮｏ．１〜４０）の１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）につ
いて測定した。その結果を表１、表２にあわせて示す。
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５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、
１ｋＨｚとした。保磁力及び飽和磁束密度は、直流Ｂ−
Ｈループトレーサを用いて測定した。
【００９１】表１、表２に示した結果からＦｅが８３．
５〜８４原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子％と、元
素ＸとしてＢが９．５〜１０．０原子％含まれるサンプ
ルＮo.１〜３の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造して
も、いずれも１ｋＨｚにおける実効透磁率が３１５００
以上、保磁力が５．０４Ａ／ｍ以下、飽和磁束密度が
１．５５Ｔ以上得られており、軟磁性合金として優れた
磁気特性を有していることがわかる。
５〜８４原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子％と、元
素ＸとしてＢが９．５〜１０．０原子％含まれるサンプ
ルＮo.１〜３の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造して
も、いずれも１ｋＨｚにおける実効透磁率が３１５００
以上、保磁力が５．０４Ａ／ｍ以下、飽和磁束密度が
１．５５Ｔ以上得られており、軟磁性合金として優れた
磁気特性を有していることがわかる。
【００９２】Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金にＦｅ置
換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５原子％添加したサン
プルＮｏ.１６の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造して
も、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成のサンプルＮｏ.１と同等
の実効透磁率と飽和磁束密度が得られており、また、保
磁力についてはサンプルＮｏ.１のもより低い値が得ら
れていることがわかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組
成の合金に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０８
〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.１７〜１９の合
金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ
10なる組成のサンプルＮｏ.１のものより１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が高く、かつ低保磁力であり、また、飽
和磁束密度については１．５Ｔ以上得られていることが
わかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金に、Ｆ
ｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５〜０．０９原子
％添加し、さらに、元素ＺとしてＬａ、Ｎｄ、Ｙ、Ｃｅ
のいずれか１種を０．０５原子％添加したサンプルＮ
ｏ.２０〜２３の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造して
も、Ｆｅ83.95Ｎｂ6Ｂ10Ｃｕ0.05なる組成のサンプルＮ
ｏ.１２のものより実効透磁率が高く、保磁力が低く、
飽和磁束密度については１．５５Ｔ以上得られているこ
とがわかる。
換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５原子％添加したサン
プルＮｏ.１６の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造して
も、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成のサンプルＮｏ.１と同等
の実効透磁率と飽和磁束密度が得られており、また、保
磁力についてはサンプルＮｏ.１のもより低い値が得ら
れていることがわかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組
成の合金に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０８
〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.１７〜１９の合
金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ
10なる組成のサンプルＮｏ.１のものより１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が高く、かつ低保磁力であり、また、飽
和磁束密度については１．５Ｔ以上得られていることが
わかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金に、Ｆ
ｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５〜０．０９原子
％添加し、さらに、元素ＺとしてＬａ、Ｎｄ、Ｙ、Ｃｅ
のいずれか１種を０．０５原子％添加したサンプルＮ
ｏ.２０〜２３の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造して
も、Ｆｅ83.95Ｎｂ6Ｂ10Ｃｕ0.05なる組成のサンプルＮ
ｏ.１２のものより実効透磁率が高く、保磁力が低く、
飽和磁束密度については１．５５Ｔ以上得られているこ
とがわかる。
【００９３】以上の結果からＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成
の合金にＦｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５〜
１．０原子％添加することにより、軟磁性合金としての
磁気特性を向上でき、また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成
の合金にＦｅ置換でＣｕを０．０５〜０．０９原子％の
範囲で添加したものに、さらに元素ＺとしてＬａ、Ｎ
ｄ、Ｙ、Ｃｅのいずれか１種を０．０５原子％添加する
とより高実効透磁率とすることができ、低保磁力とする
ことができることがわかる。
の合金にＦｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５〜
１．０原子％添加することにより、軟磁性合金としての
磁気特性を向上でき、また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成
の合金にＦｅ置換でＣｕを０．０５〜０．０９原子％の
範囲で添加したものに、さらに元素ＺとしてＬａ、Ｎ
ｄ、Ｙ、Ｃｅのいずれか１種を０．０５原子％添加する
とより高実効透磁率とすることができ、低保磁力とする
ことができることがわかる。
【００９４】また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金
に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５〜０．９
原子％添加したサンプルＮｏ.３７〜４０の合金薄帯
は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成のサンプルＮｏ.２４のものより１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が高く、かつ低保磁力であり、また、飽和
磁束密度についてはサンプルＮｏ.２４のものより若干
低下するものの、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度が得られ
ていることがわかる。Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合
金に、Ｆｅ置換でＣｕに代えてＰｄ又はＡｕ又はＰｔを
０．０５〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.２５〜
２７とサンプルＮｏ.２９〜３６の合金薄帯は、１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率（μ’）が３９５００以上であ
り、保磁力が５．２以下であり、また、飽和磁束密度が
１．５１Ｔ以上得られており、サンプルＮｏ.３７〜４
０の合金薄帯と同等の軟磁気特性が得られていることが
わかる。
に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０．０５〜０．９
原子％添加したサンプルＮｏ.３７〜４０の合金薄帯
は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成のサンプルＮｏ.２４のものより１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が高く、かつ低保磁力であり、また、飽和
磁束密度についてはサンプルＮｏ.２４のものより若干
低下するものの、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度が得られ
ていることがわかる。Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合
金に、Ｆｅ置換でＣｕに代えてＰｄ又はＡｕ又はＰｔを
０．０５〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.２５〜
２７とサンプルＮｏ.２９〜３６の合金薄帯は、１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率（μ’）が３９５００以上であ
り、保磁力が５．２以下であり、また、飽和磁束密度が
１．５１Ｔ以上得られており、サンプルＮｏ.３７〜４
０の合金薄帯と同等の軟磁気特性が得られていることが
わかる。
【００９５】また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金
に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＰｄを１．５原子％添加
したサンプルＮｏ.２８の合金薄帯は、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率は高いものの、飽和磁束密度が１．４５Ｔ
と低くなっている。これに対してＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成の合金に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＰｄを０．
０５〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.２５〜２７
の合金薄帯は、１ｋＨｚにおける実効透磁率が４１００
０以上であり、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度が得られて
いることから、元素Ｍ’の上限値を１．０原子％とすれ
ば、高実効透磁率で、高飽和磁束密度とすることができ
る。また、サンプルＮｏ.４〜１９と、サンプルＮｏ.２
５〜４０において、元素Ｍ’としてのＰｄ又はＡｕ又は
Ｐｔ又はＣｕの添加量が０．０５〜０．０８原子％のも
のは、これらの元素の添加量が０．０８原子％を越える
ものに比べて高い飽和磁束密度が得られ、実効透磁率に
ついては３１３００以上とすることができることがわか
る。これらのことから元素Ｍ’のより好ましい添加量
は、０．０５原子％〜０．０８原子％の範囲とした。
に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＰｄを１．５原子％添加
したサンプルＮｏ.２８の合金薄帯は、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率は高いものの、飽和磁束密度が１．４５Ｔ
と低くなっている。これに対してＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成の合金に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＰｄを０．
０５〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.２５〜２７
の合金薄帯は、１ｋＨｚにおける実効透磁率が４１００
０以上であり、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度が得られて
いることから、元素Ｍ’の上限値を１．０原子％とすれ
ば、高実効透磁率で、高飽和磁束密度とすることができ
る。また、サンプルＮｏ.４〜１９と、サンプルＮｏ.２
５〜４０において、元素Ｍ’としてのＰｄ又はＡｕ又は
Ｐｔ又はＣｕの添加量が０．０５〜０．０８原子％のも
のは、これらの元素の添加量が０．０８原子％を越える
ものに比べて高い飽和磁束密度が得られ、実効透磁率に
ついては３１３００以上とすることができることがわか
る。これらのことから元素Ｍ’のより好ましい添加量
は、０．０５原子％〜０．０８原子％の範囲とした。
【００９６】（実験例２） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０、０．０５、０．１、０．
５）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
を得た。室温で、１．０１３２５×１０5パスカルの大
気雰囲気中において、図１に示す合金薄帯製造装置の溶
湯ノズル２内で上記母合金を高周波溶解した合金溶湯を
溶湯吹き出し部先端部分２１より高速回転している銅ロ
ール１の冷却面１ａに吹き出させて急冷する液体急冷法
を用いて、各種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４の
ガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、本実験例
において作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製
を行った。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１
８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール
温度）５００゜Ｃ（７７３Ｋ）〜７００℃（９７３
Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）での保持時間は
５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの各種の
合金薄帯試料（Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕxなる組成（ｘ＝
０、０．０５、０．１、０．５））を得た。
84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０、０．０５、０．１、０．
５）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
を得た。室温で、１．０１３２５×１０5パスカルの大
気雰囲気中において、図１に示す合金薄帯製造装置の溶
湯ノズル２内で上記母合金を高周波溶解した合金溶湯を
溶湯吹き出し部先端部分２１より高速回転している銅ロ
ール１の冷却面１ａに吹き出させて急冷する液体急冷法
を用いて、各種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４の
ガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、本実験例
において作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製
を行った。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１
８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール
温度）５００゜Ｃ（７７３Ｋ）〜７００℃（９７３
Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）での保持時間は
５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの各種の
合金薄帯試料（Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕxなる組成（ｘ＝
０、０．０５、０．１、０．５））を得た。
【００９７】（測定）得られたＦｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx
なる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（アニール温
度）依存性について調べた。その結果を図２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５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、１
ｋＨｚとした。保磁力は、直流Ｂ−Ｈループトレーサを
用いて測定した。
なる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（アニール温
度）依存性について調べた。その結果を図２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５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、１
ｋＨｚとした。保磁力は、直流Ｂ−Ｈループトレーサを
用いて測定した。
【００９８】図２に示した結果からＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10な
る組成の合金にＦｅ置換で添加するＣｕの添加量を増加
させていくと、保磁力を低くできることがわかる。ま
た、Ｃｕが添加されていないＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成
の合金薄帯試料は、アニール温度が６００℃（８７３
Ｋ）付近の１ｋＨｚにおける実効透磁率が３００００程
度であり、保磁力が６Ａ／ｍ程度である。これに対して
Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ1 0なる組成の合金にＦｅ置換でＣｕを添
加したＦｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０．０５、０．
１、０．５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度
が５７５℃（８４８Ｋ）付近においても１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が３００００程度得られており、また、保
磁力は６Ａ／ｍ未満であることがわかる。
る組成の合金にＦｅ置換で添加するＣｕの添加量を増加
させていくと、保磁力を低くできることがわかる。ま
た、Ｃｕが添加されていないＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成
の合金薄帯試料は、アニール温度が６００℃（８７３
Ｋ）付近の１ｋＨｚにおける実効透磁率が３００００程
度であり、保磁力が６Ａ／ｍ程度である。これに対して
Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ1 0なる組成の合金にＦｅ置換でＣｕを添
加したＦｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０．０５、０．
１、０．５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度
が５７５℃（８４８Ｋ）付近においても１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が３００００程度得られており、また、保
磁力は６Ａ／ｍ未満であることがわかる。
【００９９】特に、Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０．
５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度が５５０
℃（８２３Ｋ）付近においても１ｋＨｚにおける実効透
磁率が３００００程度得られており、保磁力については
４．８Ａ／ｍと低く、軟磁気特性が一層向上しているこ
とがわかる。それは、元素Ｍ’としてＣｕを添加するこ
とにより、結晶化温度が低下し、熱処理により析出する
微細なｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒が多くなり、高透磁率とす
ることができ、軟磁気特性が向上するためであると考え
られる。従って、Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０．０
５、０．１、０．５）なる組成の合金薄帯試料は、大気
雰囲気中で製造でき、しかも高実効透磁率が得られてお
り、軟磁気特性が優れていることがわかる。
５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度が５５０
℃（８２３Ｋ）付近においても１ｋＨｚにおける実効透
磁率が３００００程度得られており、保磁力については
４．８Ａ／ｍと低く、軟磁気特性が一層向上しているこ
とがわかる。それは、元素Ｍ’としてＣｕを添加するこ
とにより、結晶化温度が低下し、熱処理により析出する
微細なｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒が多くなり、高透磁率とす
ることができ、軟磁気特性が向上するためであると考え
られる。従って、Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕx（ｘ＝０．０
５、０．１、０．５）なる組成の合金薄帯試料は、大気
雰囲気中で製造でき、しかも高実効透磁率が得られてお
り、軟磁気特性が優れていることがわかる。
【０１００】（実験例３） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx（ｘ＝０、０．０５、
０．１、０．５）になるように原料を調整した以外は、
実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得
た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜
Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）
５００゜Ｃ（７７３Ｋ）〜７００℃（９７３Ｋ）、この
熱処理温度（アニール温度）での保持時間は５分で熱処
理を行い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの各種の合金薄帯試
料（Ｆｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx（ｘ＝０、０．
０５、０．１、０．５）なる組成）を得た。
83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx（ｘ＝０、０．０５、
０．１、０．５）になるように原料を調整した以外は、
実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得
た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜
Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）
５００゜Ｃ（７７３Ｋ）〜７００℃（９７３Ｋ）、この
熱処理温度（アニール温度）での保持時間は５分で熱処
理を行い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの各種の合金薄帯試
料（Ｆｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx（ｘ＝０、０．
０５、０．１、０．５）なる組成）を得た。
【０１０１】（測定）得られたＦｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ
10.5Ｃｕxなる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける
実効透磁率（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（ア
ニール温度）依存性について実験例２と同様にして調べ
た。その結果を図３に示す。図３に示した結果からＣｕ
が添加されていないＦｅ83Ｎｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5なる組成
の合金薄帯試料は、アニール温度が６２５℃（８９８
Ｋ）付近の１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００程
度であり、保磁力が５．４Ａ／ｍ程度である。これに対
してＦｅ83Ｎｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5なる組成の合金にＦｅ置
換でＣｕを添加したＦｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx
（ｘ＝０．０５、０．１、０．５）なる組成の合金薄帯
試料は、アニール温度が６２５℃（８９８Ｋ）付近にお
いても１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上得
られており、また、保磁力は５．７Ａ／ｍ未満であるこ
とがわかる。
10.5Ｃｕxなる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける
実効透磁率（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（ア
ニール温度）依存性について実験例２と同様にして調べ
た。その結果を図３に示す。図３に示した結果からＣｕ
が添加されていないＦｅ83Ｎｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5なる組成
の合金薄帯試料は、アニール温度が６２５℃（８９８
Ｋ）付近の１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００程
度であり、保磁力が５．４Ａ／ｍ程度である。これに対
してＦｅ83Ｎｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5なる組成の合金にＦｅ置
換でＣｕを添加したＦｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx
（ｘ＝０．０５、０．１、０．５）なる組成の合金薄帯
試料は、アニール温度が６２５℃（８９８Ｋ）付近にお
いても１ｋＨｚにおける実効透磁率が２００００以上得
られており、また、保磁力は５．７Ａ／ｍ未満であるこ
とがわかる。
【０１０２】特に、Ｆｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx
（ｘ＝０．５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温
度が５５０℃（８２３Ｋ）〜６７５℃（９４８Ｋ）と広
い範囲においても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３００
００以上得られており、保磁力も５．２Ａ／ｍ以下であ
り、また、アニール温度が６２５℃（８９８Ｋ）以下に
おいても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３００００以上
得られており、保磁力については４．８Ａ／ｍ以下と低
く、軟磁気特性が一層向上していることがわかる。それ
は、元素Ｍ’としてＣｕを添加することにより、結晶化
温度が低下し、熱処理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆ
ｅの結晶粒が多くなり、高透磁率とすることができ、軟
磁気特性が向上するためであると考えられる。従って、
Ｆｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx（ｘ＝０．０５、
０．１、０．５）なる組成の合金薄帯試料は、大気雰囲
気中で製造でき、しかも高実効透磁率が得られており、
軟磁気特性が優れていることがわかる。また、図２と図
３に示した結果から、Ｆｅ−Ｎｂ−Ｂ−Ｃｕ系の合金
に、元素ＭとしてＭｏを添加した合金薄帯（特にＦｅ
82.5Ｎｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕ0.5なる合金薄帯）は、Ｆ
ｅ−Ｎｂ−Ｂ−Ｃｕ系の合金薄帯よりも１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が高いことがわかる。それは、元素Ｍとし
てＭｏを添加することにより、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が向上するためであると
考えられる。
（ｘ＝０．５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温
度が５５０℃（８２３Ｋ）〜６７５℃（９４８Ｋ）と広
い範囲においても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３００
００以上得られており、保磁力も５．２Ａ／ｍ以下であ
り、また、アニール温度が６２５℃（８９８Ｋ）以下に
おいても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３００００以上
得られており、保磁力については４．８Ａ／ｍ以下と低
く、軟磁気特性が一層向上していることがわかる。それ
は、元素Ｍ’としてＣｕを添加することにより、結晶化
温度が低下し、熱処理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆ
ｅの結晶粒が多くなり、高透磁率とすることができ、軟
磁気特性が向上するためであると考えられる。従って、
Ｆｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕx（ｘ＝０．０５、
０．１、０．５）なる組成の合金薄帯試料は、大気雰囲
気中で製造でき、しかも高実効透磁率が得られており、
軟磁気特性が優れていることがわかる。また、図２と図
３に示した結果から、Ｆｅ−Ｎｂ−Ｂ−Ｃｕ系の合金
に、元素ＭとしてＭｏを添加した合金薄帯（特にＦｅ
82.5Ｎｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕ0.5なる合金薄帯）は、Ｆ
ｅ−Ｎｂ−Ｂ−Ｃｕ系の合金薄帯よりも１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率が高いことがわかる。それは、元素Ｍとし
てＭｏを添加することにより、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が向上するためであると
考えられる。
【０１０３】（実験例４） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯中のＦｅが８
０．０〜８４．０原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子
％と、元素ＸとしてＢが９．５〜１０．０原子％、Ｇａ
が０〜４．０原子％と、元素Ｍ’としてＰｄ又はＡｕ又
はＰｔ又はＣｕが０〜０．０５原子％の範囲になるよう
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た。室温
で、１．０１３２５×１０5パスカルの大気雰囲気中に
おいて、図１に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２内
で上記母合金を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し
部先端部分２１より高速回転している銅ロール１の冷却
面１ａに吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各
種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノ
ズル５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動
させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。次
に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分
（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）６５０
゜Ｃ（９２３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分
で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの表３に示す
各種の合金薄帯試料（サンプルＮｏ．４１〜Ｎｏ．６
１）を得た。
０．０〜８４．０原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子
％と、元素ＸとしてＢが９．５〜１０．０原子％、Ｇａ
が０〜４．０原子％と、元素Ｍ’としてＰｄ又はＡｕ又
はＰｔ又はＣｕが０〜０．０５原子％の範囲になるよう
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た。室温
で、１．０１３２５×１０5パスカルの大気雰囲気中に
おいて、図１に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２内
で上記母合金を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し
部先端部分２１より高速回転している銅ロール１の冷却
面１ａに吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各
種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノ
ズル５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動
させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。次
に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分
（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）６５０
゜Ｃ（９２３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分
で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの表３に示す
各種の合金薄帯試料（サンプルＮｏ．４１〜Ｎｏ．６
１）を得た。
【０１０４】
【表３】
【０１０５】（測定）得られた各種の合金薄帯試料（サ
ンプルＮｏ．４１〜６１）の１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）に
ついて実験例１と同様にして測定した。その結果を表３
にあわせて示す。
ンプルＮｏ．４１〜６１）の１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）に
ついて実験例１と同様にして測定した。その結果を表３
にあわせて示す。
【０１０６】表３に示した結果からＦｅが８３．５〜８
４原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子％と、元素Ｘと
してＢが９．５〜１０．０原子％含まれるサンプルＮo.
４１〜４３の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、
いずれも１ｋＨｚにおける実効透磁率が３１５００以
上、保磁力が５．０４Ａ／ｍ以下、飽和磁束密度が１．
５５Ｔ以上得られており、軟磁性合金として優れた磁気
特性を有していることがわかる。
４原子％と、Ｎｂが６．０〜６．５原子％と、元素Ｘと
してＢが９．５〜１０．０原子％含まれるサンプルＮo.
４１〜４３の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、
いずれも１ｋＨｚにおける実効透磁率が３１５００以
上、保磁力が５．０４Ａ／ｍ以下、飽和磁束密度が１．
５５Ｔ以上得られており、軟磁性合金として優れた磁気
特性を有していることがわかる。
【０１０７】Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金にＦｅ置
換でＧａを０．２原子％添加したサンプルＮｏ.４４の
合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、１ｋＨｚの実
効透磁率が３１０００と飽和磁束密度１．５６Ｔが得ら
れており、また、保磁力については６．４Ａ／ｍであ
り、サンプルＮｏ.４１よりも実効透磁率と飽和磁束密
度は若干低下し、保磁力は若干高くなっているが、同等
の軟磁気特性が得られていることがわかる。また、Ｆｅ
84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金に、Ｆｅ置換でＧａを０．
７〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.４５〜４６の
合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6
Ｂ10なる組成のサンプルＮｏ.４１のものより１ｋＨｚ
における実効透磁率が高く、かつ低保磁力であり、ま
た、飽和磁束密度については１．５Ｔ以上得られている
ことがわかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
に、Ｆｅ置換でＧａを０．７原子％添加し、さらに、元
素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｔ、Ｐｄのいずれか１種を０．０
５原子％添加したサンプルＮｏ.４７〜４９の合金薄帯
は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ83.3Ｎｂ6Ｂ10Ｇ
ａ0.7なる組成のサンプルＮｏ.４５と同等以上の実効透
磁率が得られ、保磁力は同じ値以下であり、飽和磁束密
度については１．５２Ｔ以上得られていることがわか
る。
換でＧａを０．２原子％添加したサンプルＮｏ.４４の
合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、１ｋＨｚの実
効透磁率が３１０００と飽和磁束密度１．５６Ｔが得ら
れており、また、保磁力については６．４Ａ／ｍであ
り、サンプルＮｏ.４１よりも実効透磁率と飽和磁束密
度は若干低下し、保磁力は若干高くなっているが、同等
の軟磁気特性が得られていることがわかる。また、Ｆｅ
84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金に、Ｆｅ置換でＧａを０．
７〜１．０原子％添加したサンプルＮｏ.４５〜４６の
合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6
Ｂ10なる組成のサンプルＮｏ.４１のものより１ｋＨｚ
における実効透磁率が高く、かつ低保磁力であり、ま
た、飽和磁束密度については１．５Ｔ以上得られている
ことがわかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
に、Ｆｅ置換でＧａを０．７原子％添加し、さらに、元
素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｔ、Ｐｄのいずれか１種を０．０
５原子％添加したサンプルＮｏ.４７〜４９の合金薄帯
は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ83.3Ｎｂ6Ｂ10Ｇ
ａ0.7なる組成のサンプルＮｏ.４５と同等以上の実効透
磁率が得られ、保磁力は同じ値以下であり、飽和磁束密
度については１．５２Ｔ以上得られていることがわか
る。
【０１０８】また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
に、Ｆｅ置換でＧａを３．５原子％〜４．０原子％添加
したサンプルＮｏ.５０〜５１の合金薄帯は、１ｋＨｚ
における実効透磁率は２８０００以上であるものの、飽
和磁束密度が１．４２Ｔ以下と低く、しかも保磁力が
７．９２Ａ／ｍ以上と大きい。これに対してＦｅ84Ｎｂ
6Ｂ10なる組成の合金に、Ｆｅ置換でＧａを０．２原子
％〜１．７原子％添加したサンプルＮｏ.４４〜４６、
６０の合金薄帯は、１ｋＨｚにおける実効透磁率が３１
０００以上であり、飽和磁束密度が１．５１Ｔ以上であ
り、保磁力が６．４Ａ／ｍ以下であることから、Ｇａの
添加量の好ましい上限値を１．７原子％とした。また、
サンプルＮｏ.４４〜４６、６０の合金薄帯において、
Ｇａの添加量が０．２原子％であるサンプルＮｏ.４４
の合金薄帯は、他のものに比べて実効透磁率が低く、保
磁力が高いため、Ｇａの添加量の好ましい下限値を０．
７原子％とした。これらのことからＧａの好ましい添加
量の範囲を０．７原子％以上１．７原子％以下とすれ
ば、１ｋＨｚにおける実効透磁率が３２５００以上で、
飽和磁束密度が１．５Ｔ以上とすることができることが
わかる。
に、Ｆｅ置換でＧａを３．５原子％〜４．０原子％添加
したサンプルＮｏ.５０〜５１の合金薄帯は、１ｋＨｚ
における実効透磁率は２８０００以上であるものの、飽
和磁束密度が１．４２Ｔ以下と低く、しかも保磁力が
７．９２Ａ／ｍ以上と大きい。これに対してＦｅ84Ｎｂ
6Ｂ10なる組成の合金に、Ｆｅ置換でＧａを０．２原子
％〜１．７原子％添加したサンプルＮｏ.４４〜４６、
６０の合金薄帯は、１ｋＨｚにおける実効透磁率が３１
０００以上であり、飽和磁束密度が１．５１Ｔ以上であ
り、保磁力が６．４Ａ／ｍ以下であることから、Ｇａの
添加量の好ましい上限値を１．７原子％とした。また、
サンプルＮｏ.４４〜４６、６０の合金薄帯において、
Ｇａの添加量が０．２原子％であるサンプルＮｏ.４４
の合金薄帯は、他のものに比べて実効透磁率が低く、保
磁力が高いため、Ｇａの添加量の好ましい下限値を０．
７原子％とした。これらのことからＧａの好ましい添加
量の範囲を０．７原子％以上１．７原子％以下とすれ
ば、１ｋＨｚにおける実効透磁率が３２５００以上で、
飽和磁束密度が１．５Ｔ以上とすることができることが
わかる。
【０１０９】以上の結果からＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成
の合金にＦｅ置換でＧａを０．２〜１．０原子％添加す
ることにより、軟磁性合金としての磁気特性を向上で
き、また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金にＦｅ置換
でＧａを０．０２〜１．０原子％添加したものに、さら
に元素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｔ、Ｐｄのうちいずれか１種
を０．０５原子％の範囲で添加すると、さらに高実効透
磁率で低保磁力とすることが可能であることがわかる。
の合金にＦｅ置換でＧａを０．２〜１．０原子％添加す
ることにより、軟磁性合金としての磁気特性を向上で
き、また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金にＦｅ置換
でＧａを０．０２〜１．０原子％添加したものに、さら
に元素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｔ、Ｐｄのうちいずれか１種
を０．０５原子％の範囲で添加すると、さらに高実効透
磁率で低保磁力とすることが可能であることがわかる。
【０１１０】また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金
に、Ｆｅ置換でＧａを０．８〜２．０原子％添加したサ
ンプルＮｏ.５４〜５６、６１の合金薄帯は、大気雰囲
気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成のサン
プルＮｏ.５２のものより１ｋＨｚにおける実効透磁率
が高く、かつ低保磁力であり、また、飽和磁束密度につ
いてはサンプルＮｏ.５２のものより若干低下するもの
の、１．５２Ｔ以上の飽和磁束密度が得られていること
がわかる。Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金に、Ｆｅ
置換でＧａを０．８〜２．０原子％添加し、さらに、元
素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｄのいずれか１種を０．０５原子
％添加したサンプルＮｏ.５７〜５８の合金薄帯は、大
気雰囲気中で製造しても、サンプルＮｏ.５４〜５６、
６１の合金薄帯よりも高い実効透磁率と飽和磁束密度が
得られ、保磁力が低いことがわかる。
に、Ｆｅ置換でＧａを０．８〜２．０原子％添加したサ
ンプルＮｏ.５４〜５６、６１の合金薄帯は、大気雰囲
気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成のサン
プルＮｏ.５２のものより１ｋＨｚにおける実効透磁率
が高く、かつ低保磁力であり、また、飽和磁束密度につ
いてはサンプルＮｏ.５２のものより若干低下するもの
の、１．５２Ｔ以上の飽和磁束密度が得られていること
がわかる。Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金に、Ｆｅ
置換でＧａを０．８〜２．０原子％添加し、さらに、元
素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｄのいずれか１種を０．０５原子
％添加したサンプルＮｏ.５７〜５８の合金薄帯は、大
気雰囲気中で製造しても、サンプルＮｏ.５４〜５６、
６１の合金薄帯よりも高い実効透磁率と飽和磁束密度が
得られ、保磁力が低いことがわかる。
【０１１１】また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金
に、Ｆｅ置換でＧａを４原子％添加したサンプルＮｏ.
５９の合金薄帯は、１ｋＨｚにおける実効透磁率は２４
０００であるものの、飽和磁束密度が１．３５Ｔと低
く、しかも保磁力が８．９６Ａ／ｍ以上と大きい。これ
に対してＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金に、Ｆｅ置
換でＧａを０．１原子％〜２．０原子％添加したサンプ
ルＮｏ.５３〜５６、６１の合金薄帯は、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が３８０００以上であり、飽和磁束密度
が１．５Ｔ以上であり、保磁力が５．６Ａ／ｍ以下であ
ることから、Ｇａの添加量の好ましい上限値を１．７原
子％とした。以上の結果からＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組
成の合金にＦｅ置換でＧａを０．１〜２．０原子％添加
することにより、軟磁性合金としての磁気特性が良好で
あり、また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金にＦｅ
置換でＧａを０．１〜２．０原子％添加したものに、さ
らに元素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｄのうちいずれか１種を
０．０５原子％の範囲で添加すると、さらに高実効透磁
率で低保磁力とすることが可能で、１．５Ｔ以上の飽和
磁束密度を得ることができることがわかる。
に、Ｆｅ置換でＧａを４原子％添加したサンプルＮｏ.
５９の合金薄帯は、１ｋＨｚにおける実効透磁率は２４
０００であるものの、飽和磁束密度が１．３５Ｔと低
く、しかも保磁力が８．９６Ａ／ｍ以上と大きい。これ
に対してＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金に、Ｆｅ置
換でＧａを０．１原子％〜２．０原子％添加したサンプ
ルＮｏ.５３〜５６、６１の合金薄帯は、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が３８０００以上であり、飽和磁束密度
が１．５Ｔ以上であり、保磁力が５．６Ａ／ｍ以下であ
ることから、Ｇａの添加量の好ましい上限値を１．７原
子％とした。以上の結果からＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組
成の合金にＦｅ置換でＧａを０．１〜２．０原子％添加
することにより、軟磁性合金としての磁気特性が良好で
あり、また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の合金にＦｅ
置換でＧａを０．１〜２．０原子％添加したものに、さ
らに元素Ｍ’としてＣｕ、Ｐｄのうちいずれか１種を
０．０５原子％の範囲で添加すると、さらに高実効透磁
率で低保磁力とすることが可能で、１．５Ｔ以上の飽和
磁束密度を得ることができることがわかる。
【０１１２】（実験例５） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０、１．０）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た。室温で、
１．０１３２５×１０5パスカルの大気雰囲気中におい
て、図１に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２内で上
記母合金を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し部先
端部分２１より高速回転している銅ロール１の冷却面１
ａに吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の
合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル
５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動させ
ず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。次に得
られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分（１
８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）６００゜Ｃ
（８７３Ｋ）〜６７０℃（９４３Ｋ）、この熱処理温度
（アニール温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、
厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ
84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａxなる組成（ｘ＝０、１））を得た。
84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０、１．０）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た。室温で、
１．０１３２５×１０5パスカルの大気雰囲気中におい
て、図１に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２内で上
記母合金を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し部先
端部分２１より高速回転している銅ロール１の冷却面１
ａに吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の
合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル
５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動させ
ず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。次に得
られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分（１
８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）６００゜Ｃ
（８７３Ｋ）〜６７０℃（９４３Ｋ）、この熱処理温度
（アニール温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、
厚さ２０μｍ、幅１ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ
84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａxなる組成（ｘ＝０、１））を得た。
【０１１３】（測定）得られたＦｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａx
なる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（アニール温
度）依存性について調べた。その結果を図４に示す。こ
こでの実効透磁率および保磁力は実験例１と同様の方法
により測定した。
なる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（アニール温
度）依存性について調べた。その結果を図４に示す。こ
こでの実効透磁率および保磁力は実験例１と同様の方法
により測定した。
【０１１４】図４に示した結果からＧａが添加されてい
ないＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金薄帯試料は、アニ
ール温度が６２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３
Ｋ）付近の１ｋＨｚにおける実効透磁率が２８０００〜
３２０００程度であり、保磁力が７〜７．５Ａ／ｍ程度
である。これに対してＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
にＦｅ置換でＧａを添加したＦｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａ
x（ｘ＝１）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度
６２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）付近の１
ｋＨｚにおける実効透磁率が２８０００〜３２０００程
度であり、また、保磁力は５．５Ａ／ｍ程度であること
がわかる。このことからＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合
金にＦｅ置換でＧａを添加量すると、保磁力を低くでき
ることがわかる。従って、Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａx（ｘ
＝１．０）なる組成の合金薄帯試料は、熱処理温度を６
２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）の範囲にす
ることより、大気雰囲気中で製造しても、高実効透磁率
が得られ、低保磁力とすることができることがわかる。
ないＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金薄帯試料は、アニ
ール温度が６２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３
Ｋ）付近の１ｋＨｚにおける実効透磁率が２８０００〜
３２０００程度であり、保磁力が７〜７．５Ａ／ｍ程度
である。これに対してＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
にＦｅ置換でＧａを添加したＦｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａ
x（ｘ＝１）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度
６２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）付近の１
ｋＨｚにおける実効透磁率が２８０００〜３２０００程
度であり、また、保磁力は５．５Ａ／ｍ程度であること
がわかる。このことからＦｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合
金にＦｅ置換でＧａを添加量すると、保磁力を低くでき
ることがわかる。従って、Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａx（ｘ
＝１．０）なる組成の合金薄帯試料は、熱処理温度を６
２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）の範囲にす
ることより、大気雰囲気中で製造しても、高実効透磁率
が得られ、低保磁力とすることができることがわかる。
【０１１５】（実験例６） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０、０．５、１．０）に
なるように原料を調整した以外は、実験例２と同様の液
体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に得られた各
種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、熱処理温度（アニール温度）６２５゜Ｃ（８９８
Ｋ）〜６７５℃（９４８Ｋ）、この熱処理温度（アニー
ル温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０
μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ83.5-xＮ
ｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０、０．５、１．０）なる組成）
を得た。
83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０、０．５、１．０）に
なるように原料を調整した以外は、実験例２と同様の液
体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に得られた各
種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、熱処理温度（アニール温度）６２５゜Ｃ（８９８
Ｋ）〜６７５℃（９４８Ｋ）、この熱処理温度（アニー
ル温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０
μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ83.5-xＮ
ｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０、０．５、１．０）なる組成）
を得た。
【０１１６】（測定）得られたＦｅ83.5-xＮｂ6.5Ｂ10
Ｇａxなる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効
透磁率（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（アニー
ル温度）依存性について調べた。その結果を図５に示
す。ここでの実効透磁率および保磁力は実験例１と同様
の方法により測定した。図５に示した結果からＦｅ83.5
Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の合金にＦｅ置換で添加するＧａ
の添加量を増加させていくと、熱処理温度（アニール温
度）が６２５゜Ｃ（８９８Ｋ）〜６７０℃（９４３Ｋ）
の範囲のときの１ｋＨｚにおける実効透磁率を増大で
き、保磁力を小さくできることがわかる。
Ｇａxなる組成の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効
透磁率（μ’）と保磁力（Ｈｃ）の熱処理温度（アニー
ル温度）依存性について調べた。その結果を図５に示
す。ここでの実効透磁率および保磁力は実験例１と同様
の方法により測定した。図５に示した結果からＦｅ83.5
Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の合金にＦｅ置換で添加するＧａ
の添加量を増加させていくと、熱処理温度（アニール温
度）が６２５゜Ｃ（８９８Ｋ）〜６７０℃（９４３Ｋ）
の範囲のときの１ｋＨｚにおける実効透磁率を増大で
き、保磁力を小さくできることがわかる。
【０１１７】特に、Ｆｅ83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝
０．５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度が６
２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）の範囲にお
いても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３４０００〜３８
５００であり、また、保磁力は５．２Ａ／ｍ未満である
ことがわかる。また、Ｆｅ83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ
＝１．０）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度が
６２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）の範囲に
おいても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３３０００〜４
１０００であり、また、保磁力は４．０Ａ／ｍ未満であ
ることがわかる。 それは、Ｇａを添加することによ
り、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒径を微細化する効果が働き、
結晶磁気異方性がｂｃｃ−Ｆｅの粒子間の磁気相互作用
により平均かされ、みかけの結晶磁気異方性が以上に小
さくなるため、高透磁率とすることができ、軟磁気特性
が向上するためであると考えられる。従って、Ｆｅ
83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０．５、１．０）なる組
成の合金薄帯試料は、大気雰囲気中で製造でき、しかも
高実効透磁率が得られており、軟磁気特性が優れている
ことがわかる。
０．５）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度が６
２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）の範囲にお
いても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３４０００〜３８
５００であり、また、保磁力は５．２Ａ／ｍ未満である
ことがわかる。また、Ｆｅ83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ
＝１．０）なる組成の合金薄帯試料は、アニール温度が
６２５℃（８９８Ｋ）〜６５０℃（９２３Ｋ）の範囲に
おいても１ｋＨｚにおける実効透磁率が３３０００〜４
１０００であり、また、保磁力は４．０Ａ／ｍ未満であ
ることがわかる。 それは、Ｇａを添加することによ
り、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒径を微細化する効果が働き、
結晶磁気異方性がｂｃｃ−Ｆｅの粒子間の磁気相互作用
により平均かされ、みかけの結晶磁気異方性が以上に小
さくなるため、高透磁率とすることができ、軟磁気特性
が向上するためであると考えられる。従って、Ｆｅ
83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａx（ｘ＝０．５、１．０）なる組
成の合金薄帯試料は、大気雰囲気中で製造でき、しかも
高実効透磁率が得られており、軟磁気特性が優れている
ことがわかる。
【０１１８】（実験例７） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
100-bーcＮｂcＢb（ｂ＝８．５〜１１、ｃ＝６．０、
６．５、６．７）になるように原料を調整した以外は、
実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得
た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ
／分、熱処理温度（アニール温度）６００℃（８７３
Ｋ）〜７５０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニ
ール温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２
０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ
100-bーcＮｂcＢb（ｂ＝８．５〜１１、ｃ＝６．０、
６．５、６．７）なる組成）を得た。
100-bーcＮｂcＢb（ｂ＝８．５〜１１、ｃ＝６．０、
６．５、６．７）になるように原料を調整した以外は、
実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得
た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ
／分、熱処理温度（アニール温度）６００℃（８７３
Ｋ）〜７５０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニ
ール温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２
０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ
100-bーcＮｂcＢb（ｂ＝８．５〜１１、ｃ＝６．０、
６．５、６．７）なる組成）を得た。
【０１１９】（測定）得られたＦｅ100-bーcＮｂcＢbな
る組成の合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁
束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁
界１．３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/50）のＢの組成比
ｂの依存性について調べた。その結果を図６に示す。こ
こでの飽和磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実験例１
と同様の方法により測定した。また、残留磁束密度及び
鉄損は、保磁力の場合と同様に直流Ｂ−Ｈループトレー
サにより測定した。なお、鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励
磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行った。
る組成の合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁
束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率
（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁
界１．３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/50）のＢの組成比
ｂの依存性について調べた。その結果を図６に示す。こ
こでの飽和磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実験例１
と同様の方法により測定した。また、残留磁束密度及び
鉄損は、保磁力の場合と同様に直流Ｂ−Ｈループトレー
サにより測定した。なお、鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励
磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行った。
【０１２０】図６に示した結果から、Ｆｅ100-bーcＮｂ
cＢbなる組成の合金において、Ｆｅ置換でＢの組成比ｂ
を増加させていくと、飽和磁束密度（Ｂｓ）は１．５５
Ｔ以上でほぼ一定であり、残留磁束密度（Ｂｒ）はＢが
９原子％以上で０．６Ｔ以上を示して更に増加する傾向
にあり、保磁力（Ｈｃ）はＢが９原子％以上で０．０９
Ｏｅ（７．２Ａ／ｍ）以下まで低下し、鉄損は０．１〜
０．１３Ｗ／ｋｇの範囲で減少する傾向にある。更に鉄
損については、Ｎｂの組成比ｃが６．７原子％のとき
に、比較的安定した値を示す傾向にある。
cＢbなる組成の合金において、Ｆｅ置換でＢの組成比ｂ
を増加させていくと、飽和磁束密度（Ｂｓ）は１．５５
Ｔ以上でほぼ一定であり、残留磁束密度（Ｂｒ）はＢが
９原子％以上で０．６Ｔ以上を示して更に増加する傾向
にあり、保磁力（Ｈｃ）はＢが９原子％以上で０．０９
Ｏｅ（７．２Ａ／ｍ）以下まで低下し、鉄損は０．１〜
０．１３Ｗ／ｋｇの範囲で減少する傾向にある。更に鉄
損については、Ｎｂの組成比ｃが６．７原子％のとき
に、比較的安定した値を示す傾向にある。
【０１２１】更に、残留磁束密度において、Ｂが９〜１
０原子％の時にＮｂの組成比ｃが高いほど増大してい
る。また、保磁力については、Ｂが９〜１０原子％の時
にＮｂの組成比ｃが高いほど低くなっている。
０原子％の時にＮｂの組成比ｃが高いほど増大してい
る。また、保磁力については、Ｂが９〜１０原子％の時
にＮｂの組成比ｃが高いほど低くなっている。
【０１２２】また、実効透磁率については、Ｂの組成比
ｂに対する依存性は顕著でないものの、Ｎｂの組成比ｃ
が増加するにつれて高くなる傾向にある。特に、Ｎｂが
６．５原子％、Ｂが９．５原子％の軟磁性合金では、透
磁率が約４００００となり、優れた軟磁気特性を示すこ
とがわかる。
ｂに対する依存性は顕著でないものの、Ｎｂの組成比ｃ
が増加するにつれて高くなる傾向にある。特に、Ｎｂが
６．５原子％、Ｂが９．５原子％の軟磁性合金では、透
磁率が約４００００となり、優れた軟磁気特性を示すこ
とがわかる。
【０１２３】従って、Ｆｅ100-bーcＮｂcＢbなる組成の
合金において、Ｎｂが６．７原子％、Ｂが９．５原子％
のときに、残留磁束密度、透磁率、保磁力及び鉄損が優
れた値を示すことがわかる。また、Ｂの組成比ｂの増加
と共に残留磁束密度が増加する傾向を示すことがわか
る。
合金において、Ｎｂが６．７原子％、Ｂが９．５原子％
のときに、残留磁束密度、透磁率、保磁力及び鉄損が優
れた値を示すことがわかる。また、Ｂの組成比ｂの増加
と共に残留磁束密度が増加する傾向を示すことがわか
る。
【０１２４】（実験例８） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
93.5-bーfＮｂ6.5ＢbＧａf（ｂ＝９．５、１０、ｆ＝０
〜２）になるように原料を調整した以外は、実験例２と
同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に得
られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱処
理温度（アニール温度）６００℃（８７３Ｋ）〜７５０
℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）で
の保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１
５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ93.5-bーfＮｂ6.5Ｂ
bＧａf（ｂ＝９．５、１０、ｆ＝０〜２）なる組成）を
得た。
93.5-bーfＮｂ6.5ＢbＧａf（ｂ＝９．５、１０、ｆ＝０
〜２）になるように原料を調整した以外は、実験例２と
同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に得
られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱処
理温度（アニール温度）６００℃（８７３Ｋ）〜７５０
℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）で
の保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１
５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ93.5-bーfＮｂ6.5Ｂ
bＧａf（ｂ＝９．５、１０、ｆ＝０〜２）なる組成）を
得た。
【０１２５】（測定）得られたＦｅ93.5-bーfＮｂ6.5Ｂ
bＧａfなる組成の合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透
磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励
磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/5 0）のＧａの
組成比ｆの依存性について調べた。その結果を図７に示
す。ここでの飽和磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実
験例１と同様の方法により測定した。また、残留磁束密
度及び鉄損は、実験例６と同様に、直流Ｂ−Ｈループト
レーサにより測定した。なお鉄損は、周波数５０Ｈｚ、
励磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行った。
bＧａfなる組成の合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透
磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励
磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/5 0）のＧａの
組成比ｆの依存性について調べた。その結果を図７に示
す。ここでの飽和磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実
験例１と同様の方法により測定した。また、残留磁束密
度及び鉄損は、実験例６と同様に、直流Ｂ−Ｈループト
レーサにより測定した。なお鉄損は、周波数５０Ｈｚ、
励磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行った。
【０１２６】図７に示した結果から、Ｆｅ93.5-bーfＮ
ｂ6.5ＢbＧａfなる組成の合金において、Ｆｅ置換でＧ
ａの組成比ｆを増加させていくと、飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）は１．５５Ｔ以上でほぼ一定であり、残留磁束密度
（Ｂｒ）はＧａの増加とともに減少する傾向にあり、保
磁力（Ｈｃ）はＧａが０〜２原子％の範囲で０．０７Ｏ
ｅ（５．６Ａ／ｍ）以下となり、特にＧａが１原子％の
時に極小値０．０５Ｏｅ（４Ａ／ｍ）を示し、鉄損はＧ
ａが０〜２原子％の範囲で０．１３Ｗ／ｋｇ以下の範囲
にある。更に鉄損については、Ｂの組成比ｂが９．５原
子％のときに比較的低い値を示す傾向にある。また、実
効透磁率（μ’）については、Ｇａの増加により低下す
る傾向にある。
ｂ6.5ＢbＧａfなる組成の合金において、Ｆｅ置換でＧ
ａの組成比ｆを増加させていくと、飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）は１．５５Ｔ以上でほぼ一定であり、残留磁束密度
（Ｂｒ）はＧａの増加とともに減少する傾向にあり、保
磁力（Ｈｃ）はＧａが０〜２原子％の範囲で０．０７Ｏ
ｅ（５．６Ａ／ｍ）以下となり、特にＧａが１原子％の
時に極小値０．０５Ｏｅ（４Ａ／ｍ）を示し、鉄損はＧ
ａが０〜２原子％の範囲で０．１３Ｗ／ｋｇ以下の範囲
にある。更に鉄損については、Ｂの組成比ｂが９．５原
子％のときに比較的低い値を示す傾向にある。また、実
効透磁率（μ’）については、Ｇａの増加により低下す
る傾向にある。
【０１２７】また、飽和磁束密度（Ｂｓ）及び保磁力
（Ｈｃ）では、Ｂの組成比ｂの依存性は見られない。一
方、残留磁束密度（Ｂｒ）については、Ｂ組成比ｂが１
０原子％のときに、Ｇａ量の増加に対する減少量が大き
くなっている。また、実効透磁率（μ’）については、
Ｂ組成比ｂが９．５原子％のときに、Ｇａ量の増加に対
する減少量が大きくなっている。
（Ｈｃ）では、Ｂの組成比ｂの依存性は見られない。一
方、残留磁束密度（Ｂｒ）については、Ｂ組成比ｂが１
０原子％のときに、Ｇａ量の増加に対する減少量が大き
くなっている。また、実効透磁率（μ’）については、
Ｂ組成比ｂが９．５原子％のときに、Ｇａ量の増加に対
する減少量が大きくなっている。
【０１２８】従って、Ｆｅ93.5-bーfＮｂ6.5ＢbＧａfな
る組成の合金において、Ｇａの組成比ｆが２原子％を越
えると、残留磁束密度（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）及
び保磁力（Ｈｃ）が劣化する傾向にあり、Ｇａを２原子
％以下にすることが、優れた磁気特性が得られる点で好
ましいことがわかる。特に、Ｇａが０．５〜１．５原子
％の範囲で、μ’及びＨｃが優れた値を示すことがわか
る。
る組成の合金において、Ｇａの組成比ｆが２原子％を越
えると、残留磁束密度（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）及
び保磁力（Ｈｃ）が劣化する傾向にあり、Ｇａを２原子
％以下にすることが、優れた磁気特性が得られる点で好
ましいことがわかる。特に、Ｇａが０．５〜１．５原子
％の範囲で、μ’及びＨｃが優れた値を示すことがわか
る。
【０１２９】（実験例９） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
93.3-bーfＮｂ6.7ＢbＧａf（ｂ＝９．３、９．５、ｆ＝
０〜１）になるように原料を調整した以外は、実験例２
と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に
得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱
処理温度（アニール温度）６００℃（８７３Ｋ）〜７５
０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）
での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅
１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ93.5-bーfＮｂ6.5
ＢbＧａf（ｂ＝９．５、１０、ｆ＝０〜２）なる組成）
を得た。
93.3-bーfＮｂ6.7ＢbＧａf（ｂ＝９．３、９．５、ｆ＝
０〜１）になるように原料を調整した以外は、実験例２
と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に
得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱
処理温度（アニール温度）６００℃（８７３Ｋ）〜７５
０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）
での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅
１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ93.5-bーfＮｂ6.5
ＢbＧａf（ｂ＝９．５、１０、ｆ＝０〜２）なる組成）
を得た。
【０１３０】（測定）得られたＦｅ93.3-bーfＮｂ6.7Ｂ
bＧａfなる組成の合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透
磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励
磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/5 0）のＧａの
組成比ｆの依存性について調べた。その結果を図８に示
す。ここでの飽和磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実
験例１と同様の方法により測定した。また、残留磁束密
度及び鉄損は、実験例６と同様に、直流Ｂ−Ｈループト
レーサにより測定した。なお鉄損は、周波数５０Ｈｚ、
励磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行った。
bＧａfなる組成の合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透
磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励
磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/5 0）のＧａの
組成比ｆの依存性について調べた。その結果を図８に示
す。ここでの飽和磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実
験例１と同様の方法により測定した。また、残留磁束密
度及び鉄損は、実験例６と同様に、直流Ｂ−Ｈループト
レーサにより測定した。なお鉄損は、周波数５０Ｈｚ、
励磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行った。
【０１３１】図８に示した結果から、Ｆｅ93.3-bーfＮ
ｂ6.7ＢbＧａfなる組成の合金において、Ｆｅ置換でＧ
ａの組成比ｆを増加させていくと、飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）は１．５５Ｔ以上でほぼ一定であり、実効透磁率
（μ’）はＧａの増加により増大し、保磁力（Ｈｃ）は
Ｇａが増加により低減し、鉄損はＧａの増加により低減
し、特にＧａが１原子％の時に０．１Ｗ／ｋｇ以下まで
低減する。更に鉄損については、Ｂの組成比ｂが９．５
原子％のときに比較的低い値を示す傾向にある。
ｂ6.7ＢbＧａfなる組成の合金において、Ｆｅ置換でＧ
ａの組成比ｆを増加させていくと、飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）は１．５５Ｔ以上でほぼ一定であり、実効透磁率
（μ’）はＧａの増加により増大し、保磁力（Ｈｃ）は
Ｇａが増加により低減し、鉄損はＧａの増加により低減
し、特にＧａが１原子％の時に０．１Ｗ／ｋｇ以下まで
低減する。更に鉄損については、Ｂの組成比ｂが９．５
原子％のときに比較的低い値を示す傾向にある。
【０１３２】また、飽和磁束密度（Ｂｓ）においてはＢ
の組成比ｂの依存性が見られない。実効透磁率（μ’）
は、Ｂが９．３原子％のときに比較的高くなっている。
また、保磁力（Ｈｃ）及び鉄損は、Ｂが９．５原子％の
ときに比較的高くなっている。
の組成比ｂの依存性が見られない。実効透磁率（μ’）
は、Ｂが９．３原子％のときに比較的高くなっている。
また、保磁力（Ｈｃ）及び鉄損は、Ｂが９．５原子％の
ときに比較的高くなっている。
【０１３３】従って、Ｆｅ93.3-bーfＮｂ6.7ＢbＧａfな
る組成の合金において、Ｇａの組成比ｆが１原子％まで
増加すると、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び
鉄損の各特性が向上し、特にＢの組成比ｂが９．５原子
％のときに優れた値を示すことがわかる。
る組成の合金において、Ｇａの組成比ｆが１原子％まで
増加すると、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び
鉄損の各特性が向上し、特にＢの組成比ｂが９．５原子
％のときに優れた値を示すことがわかる。
【０１３４】（実験例７〜９の結果について）実験例８
及び実験例９の結果を併せて検討すると、ＦｅＮｂ
6.5-6.7ＢＧａなる組成系の合金は、Ｇａの組成比が１
原子％の時に実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び
鉄損が優れた値を示す。特に、Ｂの組成比が９．５原子
％の時に、実効透磁率（μ’）が４００００以上とな
り、保磁力が０．０５Ｏｅ（４Ａ／ｍ）以下となり、鉄
損が０．１Ｗ／ｋｇ以下となり、従来の軟磁性合金には
見られない優れた磁気特性を示すことがわかる。
及び実験例９の結果を併せて検討すると、ＦｅＮｂ
6.5-6.7ＢＧａなる組成系の合金は、Ｇａの組成比が１
原子％の時に実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び
鉄損が優れた値を示す。特に、Ｂの組成比が９．５原子
％の時に、実効透磁率（μ’）が４００００以上とな
り、保磁力が０．０５Ｏｅ（４Ａ／ｍ）以下となり、鉄
損が０．１Ｗ／ｋｇ以下となり、従来の軟磁性合金には
見られない優れた磁気特性を示すことがわかる。
【０１３５】また、本実験例８び実験例９に加えて、実
験例７の結果を併せて検討すると、Ｎｂが６．５〜６．
７原子％の範囲で残留磁束密度（Ｂｒ）及び実効透磁率
（μ’）が高い値を示している。従って、ＦｅＮｂ
6.5-6.7ＢＧａなる組成系の合金では、Ｎｂを６．５〜
６．７原子％、Ｂを９．３〜９．５原子％、Ｇａを０．
５〜１．５原子％とすることが磁気特性を向上させる点
において好ましく、Ｎｂを６．５〜６．７原子％、Ｂを
９．５原子％、Ｇａを１原子％とすることが保磁力（Ｈ
ｃ）及び鉄損を向上させる点において特に好ましいこと
がわかる。
験例７の結果を併せて検討すると、Ｎｂが６．５〜６．
７原子％の範囲で残留磁束密度（Ｂｒ）及び実効透磁率
（μ’）が高い値を示している。従って、ＦｅＮｂ
6.5-6.7ＢＧａなる組成系の合金では、Ｎｂを６．５〜
６．７原子％、Ｂを９．３〜９．５原子％、Ｇａを０．
５〜１．５原子％とすることが磁気特性を向上させる点
において好ましく、Ｎｂを６．５〜６．７原子％、Ｂを
９．５原子％、Ｇａを１原子％とすることが保磁力（Ｈ
ｃ）及び鉄損を向上させる点において特に好ましいこと
がわかる。
【０１３６】上記の組成比と磁気特性との関係を裏付け
るものととして、磁歪定数（λｓ）と合金組成との関係
を調べた。結果を図９及び図１０に示す。図９にＦｅ
100-bーcＮｂcＢb（ｂ＝８．５〜１１、ｃ＝６．０、
６．５、６．７）なる組成の合金薄帯試料の磁歪定数
（λｓ）を示し、図１０にはＦｅ100-b- c-fＮｂcＢbＧ
ａf（ｂ＝９．３、９．５、１０、ｃ＝６．５、６．
７、ｆ＝０〜１）なる組成の合金薄帯試料の磁歪定数
（λｓ）を示す。
るものととして、磁歪定数（λｓ）と合金組成との関係
を調べた。結果を図９及び図１０に示す。図９にＦｅ
100-bーcＮｂcＢb（ｂ＝８．５〜１１、ｃ＝６．０、
６．５、６．７）なる組成の合金薄帯試料の磁歪定数
（λｓ）を示し、図１０にはＦｅ100-b- c-fＮｂcＢbＧ
ａf（ｂ＝９．３、９．５、１０、ｃ＝６．５、６．
７、ｆ＝０〜１）なる組成の合金薄帯試料の磁歪定数
（λｓ）を示す。
【０１３７】図９に示すように、ＦｅＮｂＢ系の合金で
は、Ｎｂが６〜６，７原子％の範囲でＢ量の低下ととも
に磁歪定数（λｓ）が低下し、Ｂが９．５原子％の時に
磁歪定数（λｓ）が０に最も接近することがわかる。ま
た図１０に示すように、ＦｅＮｂＢＧａ系の合金では、
Ｎｂが６．５〜６．７原子％、Ｂが９．３〜９．５原子
％の時に、Ｇａ量の増加とともに磁歪定数（λｓ）が低
下することがわかる。従って、Ｎｂ、Ｂ及びＧａの組成
比を適当に調整することによって、軟磁性合金の磁歪定
数（λｓ）を０にすることができ、このことが磁気特性
向上の要因になっているものと考えられる。
は、Ｎｂが６〜６，７原子％の範囲でＢ量の低下ととも
に磁歪定数（λｓ）が低下し、Ｂが９．５原子％の時に
磁歪定数（λｓ）が０に最も接近することがわかる。ま
た図１０に示すように、ＦｅＮｂＢＧａ系の合金では、
Ｎｂが６．５〜６．７原子％、Ｂが９．３〜９．５原子
％の時に、Ｇａ量の増加とともに磁歪定数（λｓ）が低
下することがわかる。従って、Ｎｂ、Ｂ及びＧａの組成
比を適当に調整することによって、軟磁性合金の磁歪定
数（λｓ）を０にすることができ、このことが磁気特性
向上の要因になっているものと考えられる。
【０１３８】（実験例１０） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａf（ｅ＝０、０．１、
０．２、ｆ＝０．５、１）になるように原料を調整した
以外は、実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金
薄帯を得た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度
１８０Ｋ／分、熱処理温度（アニール温度）６００℃
（８７３Ｋ）〜７５０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温
度（アニール温度）での保持時間は５分で熱処理を行
い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料
（Ｆｅ83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａf（ｅ＝０、０．
１、０．２、ｆ＝０．５、１）なる組成）を得た。
83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａf（ｅ＝０、０．１、
０．２、ｆ＝０．５、１）になるように原料を調整した
以外は、実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金
薄帯を得た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度
１８０Ｋ／分、熱処理温度（アニール温度）６００℃
（８７３Ｋ）〜７５０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温
度（アニール温度）での保持時間は５分で熱処理を行
い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料
（Ｆｅ83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａf（ｅ＝０、０．
１、０．２、ｆ＝０．５、１）なる組成）を得た。
【０１３９】（測定）得られたＦｅ83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ
10ＬａeＧａfなる組成の合金薄帯試料の磁界１０Ａ／ｍ
における磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１
ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及
び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損
（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比ｆの依存性について調べ
た。その結果を図１１に示す。ここでの磁束密度、実効
透磁率及び保磁力は実験例１と同様の方法により測定し
た。また、残留磁束密度及び鉄損は、実験例６と同様
に、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。なお鉄
損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの測定条件
にて行った。
10ＬａeＧａfなる組成の合金薄帯試料の磁界１０Ａ／ｍ
における磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１
ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及
び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損
（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比ｆの依存性について調べ
た。その結果を図１１に示す。ここでの磁束密度、実効
透磁率及び保磁力は実験例１と同様の方法により測定し
た。また、残留磁束密度及び鉄損は、実験例６と同様
に、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。なお鉄
損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの測定条件
にて行った。
【０１４０】図１１に示した結果から、Ｆｅ83.5-eーf
Ｎｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａfなる組成の合金において、Ｆｅ
置換でＬａの組成比ｅを増加させていくと、磁束密度
（Ｂ10）は１．４５Ｔ以上でほぼ一定であり、残留磁束
密度（Ｂｒ）はＧａが１原子％の時にＬａ量の増加とと
もに０．７Ｔ以下に低下し、実効透磁率（μ’）はＧａ
が１原子％の時にＬａ量の増加とともに低下し、保磁力
（Ｈｃ）はＧａの量に関わらずＬａ量の増加により低減
し、鉄損はＬａの増加により低減している。
Ｎｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａfなる組成の合金において、Ｆｅ
置換でＬａの組成比ｅを増加させていくと、磁束密度
（Ｂ10）は１．４５Ｔ以上でほぼ一定であり、残留磁束
密度（Ｂｒ）はＧａが１原子％の時にＬａ量の増加とと
もに０．７Ｔ以下に低下し、実効透磁率（μ’）はＧａ
が１原子％の時にＬａ量の増加とともに低下し、保磁力
（Ｈｃ）はＧａの量に関わらずＬａ量の増加により低減
し、鉄損はＬａの増加により低減している。
【０１４１】従って、Ｆｅ83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ10Ｌａe
Ｇａfなる組成の合金において、Ｌａの組成比ｅが増加
すると、残留磁束密度（Ｂｒ）が低くなると同時に鉄損
が低下することがわかる。この傾向はＧａ量が高いほど
顕著であり、ＧａとともにＬａを添加することにより、
残留磁束密度（Ｂｒ）を低く抑えて鉄損を低下できるこ
とがわかる。
Ｇａfなる組成の合金において、Ｌａの組成比ｅが増加
すると、残留磁束密度（Ｂｒ）が低くなると同時に鉄損
が低下することがわかる。この傾向はＧａ量が高いほど
顕著であり、ＧａとともにＬａを添加することにより、
残留磁束密度（Ｂｒ）を低く抑えて鉄損を低下できるこ
とがわかる。
【０１４２】（実験例１１） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
84.05-eーfＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａf（ｅ＝０〜０．
４、ｆ＝０．５、１）になるように原料を調整した以外
は、実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯
を得た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８
０Ｋ／分、熱処理温度（アニール温度）６００℃（８７
３Ｋ）〜７５０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（ア
ニール温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ
２０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ
84.05-eーfＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａf（ｅ＝０〜０．
４、ｆ＝０．５、１）なる組成）を得た。
84.05-eーfＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａf（ｅ＝０〜０．
４、ｆ＝０．５、１）になるように原料を調整した以外
は、実験例２と同様の液体急冷法により各種の合金薄帯
を得た。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８
０Ｋ／分、熱処理温度（アニール温度）６００℃（８７
３Ｋ）〜７５０℃（１０２３Ｋ）、この熱処理温度（ア
ニール温度）での保持時間は５分で熱処理を行い、厚さ
２０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料（Ｆｅ
84.05-eーfＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａf（ｅ＝０〜０．
４、ｆ＝０．５、１）なる組成）を得た。
【０１４３】（測定）得られたＦｅ84.05-eーfＮｂ6.45
Ｂ9.5ＬａeＧａfなる組成の合金薄帯試料の磁界１０Ａ
／ｍにおける磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂ
ｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力
（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにお
ける鉄損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比ｆの依存性につ
いて調べた。その結果を図１２に示す。ここでの磁束密
度、実効透磁率及び保磁力は実験例１と同様の方法によ
り測定した。また、残留磁束密度及び鉄損は、実験例６
と同様に、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。
なお鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの測
定条件にて行った。
Ｂ9.5ＬａeＧａfなる組成の合金薄帯試料の磁界１０Ａ
／ｍにおける磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂ
ｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力
（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにお
ける鉄損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比ｆの依存性につ
いて調べた。その結果を図１２に示す。ここでの磁束密
度、実効透磁率及び保磁力は実験例１と同様の方法によ
り測定した。また、残留磁束密度及び鉄損は、実験例６
と同様に、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。
なお鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの測
定条件にて行った。
【０１４４】図１２に示した結果から、Ｆｅ84.05-eーf
Ｎｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａfなる組成の合金において、Ｆ
ｅ置換でＬａの組成比ｅを増加させていくと、磁束密度
（Ｂ 10）は増加する傾向にあり、残留磁束密度（Ｂｒ）
はＧａ量に関わらずＬａの添加により０．６５Ｔ程度に
低下し、実効透磁率（μ’）はＧａ量に関わらずＬａ量
の増加とともに低下し、保磁力（Ｈｃ）はＧａの量に関
わらずＬａ量の増加により増加し、鉄損はＬａの増加に
より減少する傾向にある。
Ｎｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａfなる組成の合金において、Ｆ
ｅ置換でＬａの組成比ｅを増加させていくと、磁束密度
（Ｂ 10）は増加する傾向にあり、残留磁束密度（Ｂｒ）
はＧａ量に関わらずＬａの添加により０．６５Ｔ程度に
低下し、実効透磁率（μ’）はＧａ量に関わらずＬａ量
の増加とともに低下し、保磁力（Ｈｃ）はＧａの量に関
わらずＬａ量の増加により増加し、鉄損はＬａの増加に
より減少する傾向にある。
【０１４５】従って、Ｆｅ84.05-eーfＮｂ6.45Ｂ9.5Ｌ
ａeＧａfなる組成の合金においては、実験例１０の場合
と同様に、Ｌａの組成比ｅが増加すると残留磁束密度
（Ｂｒ）が低くなると同時に鉄損が低下することがわか
る。
ａeＧａfなる組成の合金においては、実験例１０の場合
と同様に、Ｌａの組成比ｅが増加すると残留磁束密度
（Ｂｒ）が低くなると同時に鉄損が低下することがわか
る。
【０１４６】（実験例１２） （合金薄帯試料の作製）得られる合金薄帯の組成がＦｅ
83.05-eＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａ1（ｅ＝０〜０．２）に
なるように原料を調整した以外は、実験例２と同様の液
体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に得られた各
種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱処理温度
（アニール温度）６００℃（８７３Ｋ）〜７５０℃（１
０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）での保持
時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍ
の各種の合金薄帯試料（Ｆｅ83.05-eＮｂ6.45Ｂ9.5Ｌａ
eＧａ1（ｅ＝０〜０．２）なる組成）を得た。
83.05-eＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａ1（ｅ＝０〜０．２）に
なるように原料を調整した以外は、実験例２と同様の液
体急冷法により各種の合金薄帯を得た。次に得られた各
種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱処理温度
（アニール温度）６００℃（８７３Ｋ）〜７５０℃（１
０２３Ｋ）、この熱処理温度（アニール温度）での保持
時間は５分で熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍ
の各種の合金薄帯試料（Ｆｅ83.05-eＮｂ6.45Ｂ9.5Ｌａ
eＧａ1（ｅ＝０〜０．２）なる組成）を得た。
【０１４７】（測定）得られたＦｅ83.05-eＮｂ6.45Ｂ
9.5ＬａeＧａ1なる組成の合金薄帯試料の残留磁束密度
（Ｂｒ）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄損（Ｐｃｍ）の励磁磁
界Ｂｍの依存性について調べた。その結果を図１３に示
す。ここでの保磁力は実験例１と同様の方法により測定
した。また、残留磁束密度及び鉄損は、実験例６と同様
に、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。なお各
特性値の測定周波数は５０Ｈｚとした。また、図１４は
図１３の拡大図である。
9.5ＬａeＧａ1なる組成の合金薄帯試料の残留磁束密度
（Ｂｒ）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄損（Ｐｃｍ）の励磁磁
界Ｂｍの依存性について調べた。その結果を図１３に示
す。ここでの保磁力は実験例１と同様の方法により測定
した。また、残留磁束密度及び鉄損は、実験例６と同様
に、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。なお各
特性値の測定周波数は５０Ｈｚとした。また、図１４は
図１３の拡大図である。
【０１４８】図１３及び図１４に示した結果から、励磁
磁界が低下するにつれて、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁
力（Ｈｃ）及び鉄損（Ｐｃｍ）のいずれも低下している
ことがわかる。特に鉄損については、励磁磁界Ｂｍが
１．４Ｔ未満の領域で急激に低下していることがわか
る。また図１３及び図１４から、励磁磁界が１．３３Ｔ
の場合では、どの組成の合金でも残留磁束密度（Ｂｒ）
が０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下となり、保磁力（Ｈｃ）が
４．５Ａ／ｍ以下となり、鉄損（Ｐｃｍ）が０．１Ｗ／
ｋｇ以下になっている。
磁界が低下するにつれて、残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁
力（Ｈｃ）及び鉄損（Ｐｃｍ）のいずれも低下している
ことがわかる。特に鉄損については、励磁磁界Ｂｍが
１．４Ｔ未満の領域で急激に低下していることがわか
る。また図１３及び図１４から、励磁磁界が１．３３Ｔ
の場合では、どの組成の合金でも残留磁束密度（Ｂｒ）
が０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下となり、保磁力（Ｈｃ）が
４．５Ａ／ｍ以下となり、鉄損（Ｐｃｍ）が０．１Ｗ／
ｋｇ以下になっている。
【０１４９】従って、Ｆｅ83.05-eＮｂ6.45Ｂ9.5Ｌａe
Ｇａ1なる組成の合金を採用することにより、５０Ｈ
ｚ、励磁磁界１．３３Ｔの実用領域において、鉄損を
０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることができる。図１３及び図
１４において、鉄損が１．４Ｔ以下の領域で急激に低下
するのは、残留磁束密度が低下したためと考えられる。
即ち、鉄損はＢＨ曲線を求めた際にＢＨ曲線とＢ軸（磁
化軸）とＨ軸（磁界軸）とに囲まれた面積により求めら
れるが、ＢＨ曲線とＢ軸との交点である残留磁束密度の
値が小さくなると、鉄損が低下することになるためであ
る。
Ｇａ1なる組成の合金を採用することにより、５０Ｈ
ｚ、励磁磁界１．３３Ｔの実用領域において、鉄損を
０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることができる。図１３及び図
１４において、鉄損が１．４Ｔ以下の領域で急激に低下
するのは、残留磁束密度が低下したためと考えられる。
即ち、鉄損はＢＨ曲線を求めた際にＢＨ曲線とＢ軸（磁
化軸）とＨ軸（磁界軸）とに囲まれた面積により求めら
れるが、ＢＨ曲線とＢ軸との交点である残留磁束密度の
値が小さくなると、鉄損が低下することになるためであ
る。
【０１５０】
【発明の効果】以上説明したように本発明の軟磁性合金
は、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中にて合金溶
湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処
理により微細な結晶粒を析出させてなる上記のＴ
100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成、又はＴ
100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成、又はＴ
100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の
軟磁性合金であって、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２
００００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上のもの
であるので、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で
合金溶湯を急冷して製造でき、高透磁率で、かつ高飽和
磁束密度を有し、より一層向上した軟磁気特性を有する
ことができる。また、本発明の高透磁率と高飽和磁束密
度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲気中に
て、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活性ガス
をフローしつつ、Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる
組成、又はＴ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組
成、又はＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、又
はＴ 100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、又は
Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成
の合金溶湯を上記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射
出して急冷し、非晶質相を主体とする合金を得た後に、
熱処理により微細な結晶粒を主体とする組織とする方法
であるので、作業性良く、しかも溶湯ノズル詰まりを生
じることなく、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷でき、こ
の後熱処理を施すことにより、高透磁率で、かつ高飽和
磁束密度を有し、軟磁気特性をより一層向上させた軟磁
性合金を低コストで製造できる。
は、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中にて合金溶
湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処
理により微細な結晶粒を析出させてなる上記のＴ
100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる組成、又はＴ
100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組成、又はＴ
100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、又はＴ
100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成の
軟磁性合金であって、１ｋＨｚにおける実効透磁率が２
００００以上で、飽和磁束密度が１．５０Ｔ以上のもの
であるので、大気雰囲気中または不活性ガスフロー中で
合金溶湯を急冷して製造でき、高透磁率で、かつ高飽和
磁束密度を有し、より一層向上した軟磁気特性を有する
ことができる。また、本発明の高透磁率と高飽和磁束密
度を有する軟磁性合金の製造方法は、大気雰囲気中に
て、溶湯射出用ノズルの少なくとも先端部に不活性ガス
をフローしつつ、Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’dなる
組成、又はＴ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺeなる組
成、又はＴ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａfなる組成、又
はＴ 100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａfなる組成、又は
Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａfなる組成
の合金溶湯を上記溶湯射出用ノズルから冷却ロールに射
出して急冷し、非晶質相を主体とする合金を得た後に、
熱処理により微細な結晶粒を主体とする組織とする方法
であるので、作業性良く、しかも溶湯ノズル詰まりを生
じることなく、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷でき、こ
の後熱処理を施すことにより、高透磁率で、かつ高飽和
磁束密度を有し、軟磁気特性をより一層向上させた軟磁
性合金を低コストで製造できる。
【図１】 本発明の高透磁率と高飽和磁束密度を有す
る軟磁性合金の製造方法の実施に好適に用いられる合金
薄帯製造装置の例を示す概略構成図である。
る軟磁性合金の製造方法の実施に好適に用いられる合金
薄帯製造装置の例を示す概略構成図である。
【図２】 Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｃｕxなる組成の合金薄
帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力のアニー
ル温度依存性を示す図である。
帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力のアニー
ル温度依存性を示す図である。
【図３】 Ｆｅ83-xＮｂ6Ｍｏ0.5Ｂ10.5Ｃｕxなる組成
の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力
の熱処理温度依存性を示す図である。
の合金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力
の熱処理温度依存性を示す図である。
【図４】 Ｆｅ84-xＮｂ6Ｂ10Ｇａxなる組成の合金薄
帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力のアニー
ル温度依存性を示す図である。
帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力のアニー
ル温度依存性を示す図である。
【図５】 Ｆｅ83.5-xＮｂ6.5Ｂ10Ｇａxなる組成の合
金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力のア
ニール温度依存性を示す図である。
金薄帯試料の１ｋＨｚにおける実効透磁率と保磁力のア
ニール温度依存性を示す図である。
【図６】 Ｆｅ100-bーcＮｂcＢbなる組成の合金薄帯
試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、
実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄損（Ｗ
1.33/50）のＢの組成比の依存性を示す図である。
試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁束密度（Ｂｒ）、
実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄損（Ｗ
1.33/50）のＢの組成比の依存性を示す図である。
【図７】 Ｆｅ93.5-bーfＮｂ6.5ＢbＧａfなる組成の
合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁束密度
（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄
損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図であ
る。
合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁束密度
（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄
損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図であ
る。
【図８】 Ｆｅ93.3-bーfＮｂ6.7ＢbＧａfなる組成の
合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁束密度
（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄
損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図であ
る。
合金薄帯試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、残留磁束密度
（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び鉄
損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図であ
る。
【図９】 Ｆｅ100-bーcＮｂcＢbなる組成の合金薄帯
試料の磁歪定数（λｓ）を示す図である。
試料の磁歪定数（λｓ）を示す図である。
【図１０】 Ｆｅ100-b-c-fＮｂcＢbＧａfなる組成の
合金薄帯試料の磁歪定数（λｓ）を示す図である。
合金薄帯試料の磁歪定数（λｓ）を示す図である。
【図１１】 Ｆｅ83.5-eーfＮｂ6.5Ｂ10ＬａeＧａfな
る組成の合金薄帯試料の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密
度（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び
鉄損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図で
ある。
る組成の合金薄帯試料の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密
度（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び
鉄損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図で
ある。
【図１２】 Ｆｅ84.05-eーfＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａf
なる組成の合金薄帯試料の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束
密度（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及
び鉄損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図
である。
なる組成の合金薄帯試料の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束
密度（Ｂｒ）、実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及
び鉄損（Ｗ1.33/50）のＧａの組成比の依存性を示す図
である。
【図１３】 Ｆｅ83.05-eＮｂ6.45Ｂ9.5ＬａeＧａ1な
る組成の合金薄帯試料の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力
（Ｈｃ）及び鉄損（Ｐｃｍ）の励磁磁界Ｂｍの依存性を
示す図である。
る組成の合金薄帯試料の残留磁束密度（Ｂｒ）、保磁力
（Ｈｃ）及び鉄損（Ｐｃｍ）の励磁磁界Ｂｍの依存性を
示す図である。
【図１４】 図１３の拡大図である。
１・・・冷却ロール、２・・・溶湯ノズル（溶湯射出用ノズ
ル）、３・・・るつぼ、２１・・・溶湯吹き出し部先端部分、
５１・・・第１のガスフローノズル、５２・・・第２のガスフ
ローノズル、５３・・・第３のガスフローノズル、５４・・・
第４のガスフローノズル。
ル）、３・・・るつぼ、２１・・・溶湯吹き出し部先端部分、
５１・・・第１のガスフローノズル、５２・・・第２のガスフ
ローノズル、５３・・・第３のガスフローノズル、５４・・・
第４のガスフローノズル。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 渋谷 隆光 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 Ｆターム(参考） 4E004 DB02 5E041 AA03 AA04 AA19 BD03 CA02 CA05 HB11 NN01 NN13 NN14 NN15
Claims (19)
- 【請求項１】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とす
る合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下
記組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上であることを特徴とする高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。 - 【請求項２】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とす
る合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下
記組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上であることを特徴とする高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。 - 【請求項３】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とす
る合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下
記組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上であることを特徴とする高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。 - 【請求項４】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とす
る合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下
記組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上であることを特徴とする高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。 - 【請求項５】 大気雰囲気中または不活性ガスフロー
中にて合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とす
る合金に熱処理により微細な結晶粒を析出させてなる下
記組成式で示される軟磁性合金であって、１ｋＨｚにお
ける実効透磁率が２００００以上で、飽和磁束密度が
１．５０Ｔ以上であることを特徴とする高透磁率と高飽
和磁束密度を有する軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。 - 【請求項６】 前記元素ＺがＬａであることを特徴と
する請求項４または請求項５に記載の高透磁率と高飽和
磁束密度を有する軟磁性合金。 - 【請求項７】 周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔに
おける残留磁束密度が０．４Ｔ以上０．６Ｔ以下である
とともに鉄損が０．２Ｗ／ｋｇ以下であることを特徴と
する請求項４乃至請求項６のいずれかに記載の高透磁率
と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金。 - 【請求項８】 周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔに
おける鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下であることを特徴とす
る請求項７に記載の高透磁率と高飽和磁束密度を有する
軟磁性合金。 - 【請求項９】 請求項１乃至５のいずれかに記載の高
透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金において、
前記組成式中の組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、
０．１≦ａ≦１、８≦ｂ≦１３、５≦ｃ≦７であること
を特徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性
合金。 - 【請求項１０】 請求項１、２、５、９のいずれかに
記載の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金に
おいて、前記組成式中の組成比を示すｄは原子％で、ｄ
≦０．１であることを特徴とする高透磁率と高飽和磁束
密度を有する軟磁性合金。 - 【請求項１１】 請求項１、２、５、９のいずれかに
記載の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金に
おいて、前記組成式中の組成比を示すｄは原子％で、
０．０５≦ｄ≦０．０８であることを特徴とする高透磁
率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金。 - 【請求項１２】 請求項３、４、５、９、１０、１１
のいずれかに記載の高透磁率と高飽和磁束密度を有する
軟磁性合金において、前記組成式中の組成を示すｆは原
子％で、０．７≦ｆ≦１．７であることを特徴とする高
透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金。 - 【請求項１３】 請求項１乃至１２のいずれかに記載
の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金の飽和
磁束密度が１．５５Ｔ以上であることを特徴とする高透
磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金。 - 【請求項１４】 大気雰囲気中にて、溶湯射出用ノズ
ルの少なくとも先端部に不活性ガスをフローしつつ、下
記組成式を示す合金溶湯を前記溶湯射出用ノズルから冷
却ロールに射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金
を得た後に、熱処理により微細な結晶粒を主体とする組
織とすることを特徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を
有する軟磁性合金の製造方法。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＮｂcＭ’d 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、０
≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０≦ｄ≦１．０
である。 - 【請求項１５】 大気雰囲気中にて、溶湯射出用ノズ
ルの少なくとも先端部に不活性ガスをフローしつつ、下
記組成式を示す合金溶湯を前記溶湯射出用ノズルから冷
却ロールに射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金
を得た後に、熱処理により微細な結晶粒を主体とする組
織とすることを特徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を
有する軟磁性合金の製造方法。 Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＸbＮｂcＭ’dＺe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元
素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類
元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を
示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、０≦ａ≦３、２≦
ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦１．０、０＜ｅ≦１で
ある。 - 【請求項１６】 大気雰囲気中にて、溶湯射出用ノズ
ルの少なくとも先端部に不活性ガスをフローしつつ、下
記組成式を示す合金溶湯を前記溶湯射出用ノズルから冷
却ロールに射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金
を得た後に、熱処理により微細な結晶粒を主体とする組
織とすることを特徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を
有する軟磁性合金の製造方法。 Ｔ100-a-b-c-fＭaＸbＮｂcＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｆは原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１
８、４≦ｃ≦８、０＜ｆ≦２である。 - 【請求項１７】 大気雰囲気中にて、溶湯射出用ノズ
ルの少なくとも先端部に不活性ガスをフローしつつ、下
記組成式を示す合金溶湯を前記溶湯射出用ノズルから冷
却ロールに射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金
を得た後に、熱処理により微細な結晶粒を主体とする組
織とすることを特徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を
有する軟磁性合金の製造方法。 Ｔ100-a-b-c-e-fＭaＸbＮｂcＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔ
ｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土類元素のうち少なくとも１
種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅ、ｆ
は原子％で、０≦ａ≦３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、
０＜ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。 - 【請求項１８】 大気雰囲気中にて、溶湯射出用ノズ
ルの少なくとも先端部に不活性ガスをフローしつつ、下
記組成式を示す合金溶湯を前記溶湯射出用ノズルから冷
却ロールに射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金
を得た後に、熱処理により微細な結晶粒を主体とする組
織とすることを特徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を
有する軟磁性合金の製造方法。 Ｔ100-a-b-c-d-e-fＭaＸbＮｂcＭ’dＺeＧａf 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも１種以上
の元素を表し、ＭはＶ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｒの
うち少なくとも１種以上の元素を表し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうち少なくとも１種以上の元素を表し、Ｍ’はＰｔ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の
元素を表し、ＺはＺｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ａｌ、Ｙ及び希土
類元素のうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆは原子％で、０≦ａ≦
３、２≦ｂ≦１８、４≦ｃ≦８、０＜ｄ≦０．１、０≦
ｅ≦１、０＜ｆ≦２である。 - 【請求項１９】 請求項１乃至１３のいずれかに記載
の高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金におい
て、磁歪定数の絶対値が１×１０-6以下であることを特
徴とする高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000278794A JP2002030398A (ja) | 2000-05-12 | 2000-09-13 | 高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000140981 | 2000-05-12 | ||
| JP2000-140981 | 2000-05-12 | ||
| JP2000278794A JP2002030398A (ja) | 2000-05-12 | 2000-09-13 | 高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002030398A true JP2002030398A (ja) | 2002-01-31 |
Family
ID=26591835
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000278794A Withdrawn JP2002030398A (ja) | 2000-05-12 | 2000-09-13 | 高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002030398A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20070175545A1 (en) * | 2006-02-02 | 2007-08-02 | Nec Tokin Corporation | Amorphous soft magnetic alloy and inductance component using the same |
| WO2017119787A1 (ko) * | 2016-01-06 | 2017-07-13 | 주식회사 아모그린텍 | Fe계 연자성 합금, 이의 제조방법 및 이를 통한 자성부품 |
-
2000
- 2000-09-13 JP JP2000278794A patent/JP2002030398A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20070175545A1 (en) * | 2006-02-02 | 2007-08-02 | Nec Tokin Corporation | Amorphous soft magnetic alloy and inductance component using the same |
| US10984932B2 (en) | 2006-02-02 | 2021-04-20 | Tokin Corporation | Amorphous soft magnetic alloy and inductance component using the same |
| WO2017119787A1 (ko) * | 2016-01-06 | 2017-07-13 | 주식회사 아모그린텍 | Fe계 연자성 합금, 이의 제조방법 및 이를 통한 자성부품 |
| US11371124B2 (en) | 2016-01-06 | 2022-06-28 | Industry-Unversity Cooperation Foundation Hanyang University Erica Campus | Fe-based soft magnetic alloy, manufacturing method therefor, and magnetic parts using Fe-based soft magnetic alloy |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5720674B2 (ja) | 初期超微結晶合金、ナノ結晶軟磁性合金及びその製造方法、並びにナノ結晶軟磁性合金からなる磁性部品 | |
| JP5316921B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金、およびこれを用いた磁性部品 | |
| JP6191908B2 (ja) | ナノ結晶軟磁性合金及びこれを用いた磁性部品 | |
| JP6237630B2 (ja) | 超微結晶合金薄帯、微結晶軟磁性合金薄帯及びこれを用いた磁性部品 | |
| JP2003213331A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法及びＦｅ基軟磁性合金 | |
| JP2000073148A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| US6083325A (en) | Method for making Fe-based soft magnetic alloy | |
| JP2014125675A (ja) | ナノ結晶軟磁性合金及びこれを用いた磁性部品 | |
| JP3850655B2 (ja) | 軟磁性合金及び軟磁性合金薄帯 | |
| JP2002322546A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金およびそれを用いた磁心 | |
| JP4788300B2 (ja) | 鉄基希土類合金ナノコンポジット磁石およびその製造方法 | |
| JP2020158831A (ja) | 軟磁性合金および磁性部品 | |
| JP2003041354A (ja) | 軟磁性合金及びその製造方法とそれを用いた磁心 | |
| JP3264664B1 (ja) | 複数の強磁性相を有する永久磁石およびその製造方法 | |
| JP2002030398A (ja) | 高透磁率と高飽和磁束密度を有する軟磁性合金とその製造方法 | |
| JP4217038B2 (ja) | 軟磁性合金 | |
| JP2002155348A (ja) | 軟磁性合金 | |
| JP4212820B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金とその製造方法 | |
| JP2000144349A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP4529198B2 (ja) | 微量の希土類金属を含む鉄基永久磁石およびその製造方法 | |
| JP3883642B2 (ja) | 軟磁性合金の製造方法 | |
| JP3723016B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP3763774B2 (ja) | 鉄基希土類合金磁石用急冷合金、及び鉄基希土類合金磁石の製造方法 | |
| JP3850623B2 (ja) | 微細結晶組織を有する軟磁性合金の製造方法 | |
| JP4433900B2 (ja) | 鉄基希土類系等方性ナノコンポジット磁石の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20071204 |