JP2002053939A - Ｆｅ基軟磁性合金磁心の製造方法 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金磁心の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、打ち抜き加工、切断加工、砥石加
工等の機械加工を施した場合、加工工具に負担をかける
ことなく磁心までの加工ができる製造方法の提供を目的
とする。 【解決手段】 本発明は、Ｆｅ基合金溶湯を急冷するこ
とにより板厚１〜１０００μｍの非晶質合金薄帯を形成
し、構造緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、
磁心の形状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて
熱処理することで、少なくとも５０％以上の組織中に平
均結晶粒径５０ｎｍ以下である結晶質相を生成させ、残
部非晶質相とすることを特徴とする。
工等の機械加工を施した場合、加工工具に負担をかける
ことなく磁心までの加工ができる製造方法の提供を目的
とする。 【解決手段】 本発明は、Ｆｅ基合金溶湯を急冷するこ
とにより板厚１〜１０００μｍの非晶質合金薄帯を形成
し、構造緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、
磁心の形状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて
熱処理することで、少なくとも５０％以上の組織中に平
均結晶粒径５０ｎｍ以下である結晶質相を生成させ、残
部非晶質相とすることを特徴とする。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、磁気コア等の磁
気部品に好適なＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方法に関す
る。 【０００２】 【従来の技術】従来、トランスやチョークコイルなどの
磁心材料として、５０％Ｎｉ-Ｆｅパーマロイ磁心や８
０％Ｎｉ-Ｆｅパーマロイ磁心が用いられている。しか
し、これらの磁性材料からなる磁心は高周波域における
コアロスが大きく、数１０ｋＨｚ以上の周波数帯域では
磁心の温度上昇が激しく、使用が困難であった。そこで
近年、高周波域におけるコアロスが低く、高角形性が良
好な特徴を生かし、Ｃｏ基の非晶質磁性材料からなる磁
心がスイッチング電源用磁心などとして用いられるよう
になってきている。しかしながら、Ｃｏ基非晶質磁心
は、原料費が高く、高価格であるばかりか、飽和磁束密
度が通常１０ｋＧ以下であり、数１０ｋＨｚ〜１００ｋ
Ｈｚの周波数域においては、飽和磁束密度が低いために
動作磁束密度の制約を受けやすく、十分に磁心を小型化
できない問題があった。 【０００３】一方、Ｆｅ基非晶質磁性材料からなる磁心
は、飽和磁束密度が高く、例えば、特公昭５８ー１１８
３号公報に記載されているように、直流ＢーＨカーブの
角形比が高く、最大透磁率が高いものが得られることが
知られている。しかしながら、このＦｅ基非晶質合金を
用いた磁心はコアロスが大きい欠点があるために、添加
元素の調整によりコアロスの改善が試みられているが、
前記のＣｏ基非晶質合金に比べて未だにコアロスが大き
いという問題があった。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】そこで本発明者らは、
前記種々の従来合金の発展型の合金として、特公平７−
６５１４５号明細書、特開平５−９３２４９号明細書等
において、非晶質合金とｂｃｃＦｅの微結晶粒を主体と
する組織を有し、飽和磁束密度が高いとともに、透磁率
に優れ、耐熱性にも優れたＦｅ系軟磁性合金を提供し
た。 【０００５】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。（Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍ1y 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ1
はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍo、Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、且
つＺｒ,Ｈｆのいずれか又は両方を含み、a≦０.０５、b
≦９３原子％、x＝５.０〜８原子 ％、 y＝４〜９原子％
である。 【０００６】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ b Ｂx Ｍ1y 但し、 b≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜
９原子％である。そして、本発明者らは、前記組成系の
合金について更に研究を進めた結果、これらの系の軟磁
性合金を製造するには、急冷処理が必須であるがため
に、得られるものは薄帯（リボン）の状態が一般的であ
り、この薄帯から磁心などの磁気部品を得るためには、
打ち抜き加工、切断加工等の機械加工が必要であり、こ
の薄帯を打ち抜き加工する際、あるいは切断加工する
際、加工工具の寿命が短いという知見を得た。また、薄
帯から磁心の形状に加工する場合、砥石加工を施すこと
も考えられるが、前述の薄帯を砥石加工する場合に砥石
がへたり易いという問題がある。更に本発明者らは、前
記組成系のＦｅ系軟磁性合金を製造する場合、結晶化の
ための熱処理ではなく、それよりも低い温度で特殊な熱
処理を施すことによって得られる軟磁性合金の加工性を
大幅に改良できることを見い出し、本願発明に到達し
た。本発明は前述の背景に基づいてなされたもので、打
ち抜き加工、切断加工、砥石加工等の機械加工を施した
場合、加工工具に負担をかけることなく磁心までの加工
ができるＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方法を提供するこ
とを目的とする。 【０００７】 【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に本発明の製造方法は、Ｆｅ基合金溶湯を急冷すること
により板厚１〜１０００μｍの非晶質合金薄帯を形成
し、構造緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、
磁心の形状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて
熱処理することで、少なくとも５０％以上の組織中に平
均結晶粒径５０ｎｍ以下である結晶質相を生成させ、残
部非晶質相とすることを特徴とする。微結晶を析出させ
る熱処理温度よりも低い温度範囲で行う構造緩和を引き
起こすための熱処理を施すことで、材料のねばさを減少
させ、材料として適度に脆くすることで機械加工工具の
摩擦を減少させる。これにより機械加工性、例えば、打
ち抜き性を向上させて打ち抜き加工工具の寿命を延ば
し、切断加工時の切断工具の寿命を延ばし、砥石加工時
の砥石の寿命を長くすることができ、生産性を向上させ
ることができる。本発明の製造方法において、前記結晶
相としてｂｃｃＦｅ、Ｆｅ3Ｂのうちから選択される少
なくとも１種以上であるものを採用することができる。
これらの結晶相が析出することで軟磁気特性が著しく向
上する。 【０００８】本発明の製造方法において、前記板厚とし
て１μｍ以上、１００μｍ以下であるものを採用するこ
とができる。この範囲の厚さであるならば、非晶質単相
のものを容易に得ることができ、この非晶質単相のもの
に構造緩和を引き起こす熱処理を施すことで機械加工
性、例えば、打ち抜き性を向上させ打ち抜き加工工具の
寿命を延ばし、切断加工時の切断工具の寿命を延ばし、
砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができ、生産性
を向上できる。更に、このような厚さ範囲において、厚
い薄帯であるならば、後述するようにトロイダル巻して
磁心とする場合において、あるいは積層磁心とする場合
において、磁性体部分の占有率を向上させることできる
特徴を有するが、逆に薄い薄帯であれば、高周波域にお
けるうず電流損失を低減させるというように、用途に応
じて厚いものと薄いものを使い分けすることができる。 【０００９】本発明の製造方法は、Ｆｅ基軟磁性合金溶
湯を急冷することにより、板厚１μｍ以上、１００μｍ
以下の非晶質合金薄帯を形成し、構造緩和を引き起こす
温度であって、かつ、結晶が析出する温度よりも高い温
度にて熱処理を行い、少なくとも５０％以上の組織中に
平均結晶粒径５０ｎｍ以下である結晶相を形成させ、磁
心の形状に加工することを特徴とする。 【００１０】一部結晶相が析出した状態のものでも構造
緩和を引き起こす熱処理を施すことで材料のねばさを減
少させ、材料として適度に脆くすることで機械加工工具
の摩擦を減少させる。これにより機械加工性、例えば、
打ち抜き性を向上させ、切断加工時の切断工具の寿命を
延ばし、砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができ
る。本発明の製造方法において、前記結晶相として、ｂ
ｃｃＦｅ、Ｆｅ3Ｂのうちから選ばれる少なくとも１種
以上であるものを採用することができる。これらの結晶
相が析出することで軟磁気特性が著しく向上する。 【００１１】本発明の製造方法において、前記板厚とし
て１μｍ以上、１００μｍ以下であるものを採用するこ
とができる。この範囲の厚さであるならば、非晶質単相
のものを容易に得ることができ、この非晶質単相のもの
に構造緩和を引き起こす熱処理を施すことで機械加工
性、例えば、打ち抜き性を向上させ打ち抜き加工工具の
寿命を延ばし、切断加工時の切断工具の寿命を延ばし、
砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができ、生産性
を向上できる。更に、このような厚さ範囲において、厚
い薄帯であるならば、後述するようにトロイダル巻して
磁心とする場合において、あるいは積層磁心とする場合
において、磁性体部分の占有率を向上させることできる
特徴を有するが、逆に薄い薄帯であれば、高周波域にお
けるうず電流損失を低減させるというように、用途に応
じて厚いものと薄いものを使い分けすることがができ
る。 【００１２】本発明の製造方法において、前記急冷が不
活性ガスフロー中、または、大気中のいずれか１つで行
われ、前記Ｆｅ基合金の溶湯を回転する金属ロール上に
ノズルから噴出させて行うものであることを特徴とす
る。前述の合金において、組成に応じて不活性ガスフロ
ー中の雰囲気において、あるいは、大気中において、製
造しても良好な磁気特性を発揮できるものを得ることが
可能であり、不活性ガスフロー中あるいは大気中で製造
することで、雰囲気を制御した大規模の装置で製造しな
くとも製造が可能となることで、製造が容易となり得
る。 【００１３】本発明の製造方法において、前記Ｆｅ基合
金溶湯として、下記組成式を満足するものを適用するこ
とができる。 （Ｆｅ1-aＣｏa）100-X-Y-ZＭXＭ’YＭ’’ZＸtＢw ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上、Ｍ’はＡｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｙを含む希土類元素のうち１種また
は２種以上、Ｍ’’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、
Ｏｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上、ＸはＰ、Ｃ、Ｓ
ｉのうち１種または２種以上であり、組成比を示すa、
x、y、z、t、wは、０≦a≦０.０５、１原子％≦x≦３０
原子％、０≦y≦１０原子％、０≦z≦５原子％、０≦t
≦１０原子％、０.５≦w≦２０原子％である。ここでの
希土類元素としてはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ)のうちから選択して用いられる。本発明の製造方
法において、組成比を示すa、x、y、z、t、wとして、a
＝０、t＝０、３原子％≦x≦１０原子％、０.０１原子
％≦y≦１原子％、５原子％≦w≦１５原子％とすること
ができる。本発明の製造方法において。組成比を示す
a、x、y、z、t、wとして、a＝０、y＝０、t＝０、３原
子％≦x≦１０原子％、５原子％≦w≦１５原子％とする
ことができる。これらの組成を有する合金薄帯から磁心
を製造することで、飽和磁束密度が高く、透磁率に優
れ、磁心の形状に種々の加工を施しても加工工具を傷め
るおそれの少ないものを提供できる。また、加工工具の
寿命を長くすることが確実にできることで生産性が向上
し、磁心を大量に生産する場合に有利となる。 【００１４】 【発明の実施の形態】以下に本発明を更に詳細に説明す
る。本発明に係る磁心を形成するために好ましいＦｅ基
合金の一形態は、Ｆｅを主成分として含み、Ｂを必ず含
み、更にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上を必ず含み、組織の
少なくとも５０％以上が平均結晶粒径５０ｎｍ以下のｂ
ｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部は非晶質合金相か
らなることを特徴とするものである。 【００１５】先に記載の軟磁性合金の具体的な一形態
は、次式で示される組成からなり、組織の少なくとも５
０％以上が平均結晶粒径５０ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微
細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相からなり、前記
ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は後述する組成の合金（溶湯）
を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織あるいは一部結晶相
を析出させた後、構造緩和を引き起こす温度にて熱処理
を施した後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に
冷却されて析出されたものである。 【００１６】 （Ｆｅ1-aＣｏa）100-X-Y-ZＭXＭ’YＭ’’ZＸtＢw ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上、Ｍ’はＡｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｙを含む希土類元素のうち１種また
は２種以上、Ｍ’’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、
Ｏｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上、ＸはＰ、Ｃ、Ｓ
ｉのうち１種または２種以上であり、組成比を示すa、
x、y、z、t、wは、０≦a≦０.０５、１原子％≦x≦３０
原子％、０≦y≦１０原子％、０≦z≦５原子％、０≦t
≦１０原子％、０.５原子％≦w≦２０原子％である。以
上の組成において、組成比を示すa、x、y、z、t、wが、
a＝０、t＝０、３原子％≦x≦１０原子％、０.０１原子
％≦y≦１原子％、５原子％≦w≦１５原子％の範囲とす
ることができる。更に以上の組成において、組成比を示
すa、x、y、z、t、wが、a＝０、y＝０、t＝０、３原子
％≦x≦１０原子％、５原子％≦w≦１５原子％の範囲と
することができる。 【００１７】前述の組成の軟磁性合金は、前記組成の合
金を溶湯から急冷することにより非晶質相あるいは一部
に結晶質を含む非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金粉
末、非晶質合金塊として得る工程と、これらの工程で得
られたものを構造緩和を引き起こす温度にて熱処理を施
した後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却
する工程とによって通常得ることが出来る。あるいは、
前記薄帯に対し、構造緩和を引き起こす熱処理温度であ
って、結晶化を開始する温度よりも高い温度で熱処理さ
れて非晶質相中に微結晶粒が析出されたものでも良い。
なお、前記の急冷法で得られたものは、薄帯状であって
も粉末状であっても良く、得られたものを構造緩和を引
き起こす熱処理後に所望の形状に成形加工あるいは機械
加工した後に結晶化のための熱処理を施しても良いのは
勿論である。 【００１８】次に、前記各組成の軟磁性合金において、
前記の組成とすることが好ましい理由を説明する。前記
組成の軟磁性合金にはＢが必ず添加されている。Ｂには
軟磁性合金の非晶質形成能を高める効果、Ｆｅ-Ｍ（＝
Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ等）系微細結晶合金の熱的安定性を高
め、結晶粒成長の障壁となり得る効果、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、熱的に安定な非晶質相
を粒界に残存させる効果がある。この結果、前記後述す
る結晶化の熱処理工程において４００〜７５０℃の広い
熱処理条件で磁気特性に悪影響を及ぼさない粒径５０ｎ
ｍ以下（具体的には３０ｎｍ以下）の微細な体心立方構
造（ｂｃｃ構造）のＦｅの結晶粒を主体とする組織を得
ることができる。 【００１９】こ のＢの含有量は、０.５原子％以上２
０原子％以下が良好であり、より好ましくは５原子％以
上１５原子％以下の範囲である。Ｂ量のwが、０.５原子
％より小さい場合、粒界の非晶質相が不安定となるため
に十分な添加効果が得られない。また、wが２０原子％
を超えるとＢ-Ｍ系およびＦｅ-Ｂ系のほう化物の生成傾
向が強くなり、この結果、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難くな
る。このＢの含有量は、１.５Ｔ以上の高飽和磁束密度
を得るためには１０原子％以下であることが好ましい。
また、Ｂ含有量として８原子％以上、１０原子％以下の
範囲が３００００以上の高透磁率と１.５Ｔ以上の高飽
和磁束密度と低い保磁力（６Ａ／ｍ以下）を全て満足で
きる上で好ましい。 【００２０】このように適切な量のＢを添加することで
析出する微細結晶相の平均結晶粒径を５０ｎｍ以下に確
実に調整することができるようになる。前記組成の軟磁
性合金の組成式において、非晶質相を得やすくするため
には、非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいず
れかを含む必要がある。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂはそれ
らの一部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎと置換することができる。更に、上
記組成式の中のＮｂは、α-Ｆｅに対してほとんど固溶
しないとされているが、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、Ｎｂ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α-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。 【００２１】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、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を含むようにすることが好ましい。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、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。 【００２２】本発明の合金において、Ｍ元素は、比較的
遅い拡散種であり、Ｍ元素の添加は微細結晶核の成長速
度を小さくする効果を持つと考えられ、組織の微細化に
不可欠である。しかし、Ｍ元素の添加量xが１原子％よ
り小さくになると、核成長速度を小さくする効果が失わ
れ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟磁性が得ら
れない。x量が３０原子％を超えると、Ｍ-Ｂ系またはＦ
ｅ-Ｍ系の化合物の生成傾向が大きくなり、良好な特性
が得られないほか、液体急冷後のテープ状合金が脆化
し、所定のコア形状に加工することが困難となる。よっ
て、xの範囲を１〜３０原子％としたが、このような範
囲において３〜１０原子％の範囲がより好ましい。 【００２３】前記組成の軟磁性合金において、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ量の合計量（１００−x−y−z−t−w）は、９
３原子％以下である。これは、合計量が９３原子％を超
えると液体急冷法によって非晶質単相を得ることが困難
になり、この結果、熱処理してから得られる合金の組織
が不均一になるため高い透磁率が得られないためであ
る。また、飽和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、
合計量が７５原子％以上であることがより好ましいので
合計量を７５〜９３原子％の範囲とすることが好まし
い。 【００２４】前記組成の軟磁性合金においては、添加す
る元素として、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、ＣｕおよびＹを含む
希土類元素のうち、１種または２種以上を１０原子％以
下含有することが好ましい。これらのうちＧｅ、Ｇａは
半金属元素として知られるものであるが、本発明の軟磁
性合金においてはこれらの半金属元素がＦｅを主成分と
するｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶している。それ
らの元素の含有量が１０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。 【００２５】上記元素ＺのうちＹ、希土類元素（Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、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ｂｃｃ相（体心立方の相）に固
溶せず、非晶質相に残留し、また、用いる元素を変更す
ることにより、磁歪を制御して、磁気特性を向上させる
ことができる。 【００２６】前記組成の軟磁性合金において耐食性を改
善するために、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏｓ、
Ｐｒなどの白金族元素を添加することも可能である。こ
れらの元素は、５原子％よりも多く添加すると、飽和磁
束密度の劣化が著しくなるため、添加量は５原子％以下
に抑える必要があるが、耐食性の面で問題がなければ添
加を略しても良い。前記組成の軟磁性合金において、
Ｐ、Ｃ、Ｓｉ等の非晶質形成能を有する元素に関し、本
願発明合金の特性を低下させない範囲で含有していても
差し支えないので、これら元素の含有量は１０原子％以
下程度とすることが好ましい。 【００２７】図１は、本発明に係る組成の軟磁性合金を
薄帯状として得るための製造装置の一例を示すものであ
るが、前述の組成の軟磁性合金を薄帯状として得るため
には図３を基に後に説明する不活性ガスフロー装置を用
いても良い。 【００２８】図１に示す第１の例の製造装置は、真空ポ
ンプ１に排気管１ａを介し接続されて真空排気可能なチ
ャンバ２の内部に、銅製または鋼製の冷却ロール３が回
転自在に設置されている。この冷却ロール３の上方に石
英製などのノズル５を有するるつぼ６が備えられ、るつ
ぼ６には、るつぼ６にＡｒガス圧力を付加できるように
ガス供給源７がガス供給管７ａを介し接続され、チャン
バ２には別途チャンバ２の内部をＡｒガス等の非酸化性
ガス減圧雰囲気に調整するためのガス供給源８がガス供
給管８ａを介し接続されている。なお、るつぼ６の上端
部には蓋部材が装着され、この蓋部材を貫通するように
ガス供給管７ａの先端が接続されていて、るつぼ６の内
部をチャンバ２の内部圧力とは別個に加圧できるように
構成されている。 【００２９】るつぼ６の底部外周には加熱ヒータ９が設
けられ、るつぼ６に投入される合金原料を加熱し溶融さ
せて溶湯を得ることができるように構成されるととも
に、前述のガス供給源７からＡｒガス圧をるつぼ６の内
部に付加することでノズル５を介して回転中の冷却ロー
ル３の表面に溶湯を吹き出し、冷却ロール３の側方に図
１の符号１１で示すように薄帯を得ることができるよう
に構成されている。 【００３０】図１に示す装置のるつぼ６において前記組
成の各種合金原料を溶解し、冷却ロール３に吹き出すこ
とで非晶質あるいはほぼ非晶質の合金薄帯を得ることが
できる。この合金薄帯を得たならば、合金薄帯を構成す
る合金の結晶化温度よりも低い温度に加熱する構造緩和
を引き起こす加熱処理を施す。この場合の熱処理は、１
００℃以上の温度であり、結晶化温度よりも５０℃以
上、下の温度とすることが好ましい。例えば結晶化温度
が５００℃の合金であれば、１００℃以上、４５０℃以
下の温度範囲が好ましく、結晶化温度が５５０℃の合金
であれば１００℃以上、５００℃以下の温度範囲が好ま
しい。 【００３１】この構造緩和を引き起こす熱処理が終了し
たならば、合金薄帯を治具に仮巻取した後、切断機械で
目的の幅に裁断する。目的の幅とは、製造するべき磁心
の形状に合わせた幅であり、例えば、高さ３ｍｍのトロ
イダルコアを製造する場合には、幅３ｍｍに合金薄帯を
裁断する。この裁断の際に、前記構造緩和を引き起こす
熱処理を施していると、切断機械の切断刃の寿命を長く
することができる。即ち、合金薄帯に構造緩和を引き起
こす熱処理を施すことで、即ち、微結晶を析出させる熱
処理温度よりも低い温度範囲で行う構造緩和を引き起こ
すための熱処理を施すことで、材料のねばさを減少さ
せ、材料として適度に脆くすることで加工工具の摩擦を
減少させる。これにより加工性、例えば、切断刃の寿命
を延ばすことができる。 【００３２】次に、目的の幅に裁断した薄帯をトロイダ
ル形状になるように例えば図２Ａに示すように巻回す
る。具体的には軸等の棒状体に薄帯を巻き付け、目的の
内径と外径を得たならば、終端を切断してスポット溶接
により終端を固定してトロイダル形状とする。次に、巻
き取ったコアを真空中で熱処理し、非晶質相中に微結晶
を析出させる結晶化を行う。この結晶化のための熱処理
は、合金組成に応じて異なるが、４５０℃〜７５０℃の
範囲である。 【００３３】本発明に係る組成系の合金の結晶化開始温
度として、例えば、 Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成において結晶化開始温度＝４９
５℃、 Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成において結晶化開始温度＝５２
４℃、 Ｆｅ89Ｚｒ7Ｂ4なる組成において結晶化開始温度＝５２
５℃、 Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9なる組成において結晶化開始温度＝４７
４℃、 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成において結晶化開始温度＝
４８８℃、 Ｆｅ83.3Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｌａ0.2Ａｇ1の組成において結晶
化開始温度＝４９０℃、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｇａ1なる組成において結晶化開始
温度＝４８７℃、 Ｆｅ84Ｎｂ6.3Ｂ9.5Ｌａ0.2なる組成において結晶化開
始温度＝４９６℃、 Ｆｅ83.55Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.05なる組成において結晶
化開始温度＝４８７℃、 Ｆｅ83.9Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.1なる組成において結晶化
開始温度＝４８６℃、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ1なる組成において結晶化開始
温度＝４４５℃、 Ｆｅ86.7Ｎｂ3.3Ｚｒ3.2Ｂ6.8なる組成において結晶化
開始温度＝５１１℃、 Ｆｅ85Ｎｂ1.75Ｚｒ4.25Ｂ9なる組成において結晶化開
始温度＝４９１℃、 Ｆｅ85.5Ｎｂ4Ｚｒ2Ｂ8.5なる組成において結晶化開始
温度＝４８９℃ であるので、これらの温度か、それよりも若干高い温度
で処理して結晶化させれば良い。逆に、先に説明した構
造緩和を引き起こす熱処理温度は、結晶化開始温度より
も５０℃以上低い温度することが好ましいので、前記し
た結晶化温度よりも５０℃以上低く、かつ、１００℃以
上の温度に加熱するものとする。 【００３４】従って、上述の各組成においては以下に記
述する温度範囲で先に説明した構造緩和を引き起こす熱
処理を施すことが好ましい。 組成 構造緩和熱処理温度範囲 Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ9 １００℃以上、４４５℃以下、 Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3 １００℃以上、４７４℃以下、 Ｆｅ89Ｚｒ7Ｂ4 １００℃以上、４７５℃以下、 Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9 １００℃以上、４２４℃以下、 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 １００℃以上、４３８℃以下、 Ｆｅ83.3Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｌａ0.2Ａｇ1 １００℃以上、４４０℃以下、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｇａ1 １００℃以上、４３７℃以下、 Ｆｅ84Ｎｂ6.3Ｂ9.5Ｌａ0.2 １００℃以上、４４６℃以下、 Ｆｅ83.55Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.05 １００℃以上、４３７℃以下、 Ｆｅ83.9Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.1 １００℃以上、４３６℃以下、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ1 １００℃以上、３９５℃以下、 Ｆｅ86.7Ｎｂ3.3Ｚｒ3.2Ｂ6.8 １００℃以上、４６１℃以下、 Ｆｅ85Ｎｂ1.75Ｚｒ4.25Ｂ9 １００℃以上、４４１℃以下、 Ｆｅ85.5Ｎｂ4Ｚｒ2Ｂ8.5 １００℃以上、４３９℃以下、 【００３５】次にこのトロイダルコアを樹脂含浸して固
定する。例えば、エポキシ樹脂含浸を行ってコア全体を
例えばドーナツ型に固定する。続いてギャップ付きのト
ロイダルコアを製造する場合は、ドーナツ型のコアの一
部に図２Ｂに示すように切込を入れてギャップＧを形成
し、砥石加工を施して切込部分を加工し磁気コアＣとし
て完成させる。続いて磁気コアＣを樹脂製のケースＫの
内部に図２Ｃに示すように収容し、エポキシ樹脂等の樹
脂を充填し、この後に巻線加工を施して図２Ｄに示すよ
うに磁気コアＣ１として完成品とする。また、必要に応
じて図２Ｅに示すように巻線ｍに端子Ｔを形成し、全体
を４角形のチップ状に樹脂モールドして面実装タイプの
磁気部品Ｍを得ることができる。 【００３６】次に本実施形態において、構造緩和を引き
起こす温度よりも高い温度であって微結晶を析出させる
結晶化開始温度よりも高い温度に加熱して磁心を製造す
ることもできる。例えば、結晶化開始温度よりも高い温
度で熱処理すると、極めて脆くなり加工には不向きとな
るので、予め、トロイダルコア状に加工した後、このよ
うな温度に加熱して結晶化してトロイダルコアとした
後、脆いトロイダルコアに損傷を与えない程度に切込を
入れてギャップ付きのトロイダルコアを製造すれば良
い。このような工程によっても本発明に係る組成系の合
金薄帯を用いてトロイダル形状のコアを得ることができ
る。 【００３７】次に、トロイダルコア型の磁心ではなく、
積層型磁心を形成する場合の製造方法の一例について説
明する。積層型磁心を前述の合金薄帯から製造するに
は、合金薄帯からドーナツ板状の板材を複数打ち抜き、
これを複数枚積層し、接着するか、樹脂モールドしてコ
ア型に加工することで得ることができる。また、ギャッ
プを有する磁心とするためには、ドーナツ板状の板材を
積層し、一体化した後、切込を入れてから砥石加工する
ことで図２Ｂに示す形状と同じドーナツ型のギャップ付
きの磁心を得ることができる。以上の製造工程におい
て、薄帯から打ち抜く工程を行う際、構造緩和を引き起
こす熱処理を行っておけば、打ち抜き工具の寿命を長く
することができ、例えばバリ等の欠陥部分の無い磁心を
得ることができる。また、工具寿命を長くすることがで
きるので、大量製造時の効率を向上させることができ、
生産効率を高くすることができる。 【００３８】図３と図４は本発明に係る磁心を製造する
ために用いる合金薄帯を製造する装置の第２の例を示す
もので、この例の薄帯製造装置は、不活性ガスフロー中
において合金溶湯を冷却して薄帯を製造するタイプの装
置である。図３と図４において、この例の合金薄帯製造
装置は、冷却ロール２１と、溶湯を保持するるつぼ２３
の下端部に連接される溶湯ノズル２２と、溶湯ノズル２
２及びるつぼ２３の外周に捲回・配置された加熱コイル
２４と、不活性ガスをフローするためのガスフロー供給
手段である第１〜第４のガスフローノズル５１〜５４
と、溶湯ノズル付近への大気の巻き込みを遮断すること
を目的とするロール外周大気遮断手段６０と、大気滞留
部８０とから基本的に構成されている。 【００３９】前記冷却ロール２１は、図示しないモータ
により例えば矢印（反時計）方向へ回転駆動される。冷
却ロール２１の少なくとも表面は、炭素鋼、例えばＪＩ
ＳＳ４５ＣなどのＦｅ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２１の少なくとも表面が真鍮あるいは純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。図３と図
４において、るつぼ２３内で溶解された溶融金属は、下
端部の溶湯ノズル２２から冷却ロール２１の表面に向け
て噴出される。るつぼ２３の上部は、供給管２７を介し
てＡｒガスなどのガス供給源２８に接続されると共に、
供給管２７には、圧力調整弁２９と電磁弁３０とが組み
込まれ、供給管２７において圧力調整弁２９と電磁弁３
０との間には圧力計３１が組み込まれている。また、供
給管２７には補助管３２が並列的に接続され、補助管３
２には圧力調整弁３３、流量調整弁３４、流量計３５が
組み込まれている。したがって、ガス供給源２８からる
つぼ２３内にＡｒガスなどのガスを供給して溶湯ノズル
２２から溶湯を冷却ロール２１に噴出できるように構成
されている。 【００４０】この例の金属薄帯製造時には、冷却ロール
２１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ノズル２２から溶湯を
噴出することにより、冷却ロール２１の表面で合金溶湯
を急速冷却して固化させつつ冷却ロール２１の回転方向
に帯状の薄帯となして引き出すことができる。また、図
３及び図４に示すように、冷却ロール２１の回転方向前
下方には、薄帯誘導板７０と図示略のスクレイパーが備
えられている。冷却ロール２１の冷却面において形成さ
れた金属薄帯は、スクレイパーにより冷却ロール２１か
ら剥離されて薄帯誘導板７０側に案内され、更に薄帯通
過口６４１を通過して金属薄帯製造装置の外部に放出さ
れる。 【００４１】不活性ガスの供給は、溶湯ノズル２２の先
端部を基準として後方側、前方側のいずれか一方、また
は両方から行うことができる。後方側及び前方側からそ
れぞれ２系統のガスフローを供給することが望ましい。 【００４２】図３と図４において、第１のガスフローノ
ズル５１は、溶湯ノズル２２を基準として後方側に配置
される上述の２系統のガスフロー供給を行うための手段
のうちの１つであり、この第１のガスフローノズル５１
は、冷却ロール２１の後方のほぼ接線方向から溶湯ノズ
ル２２の先端近傍（以下、パドル側）にガスをフローす
るためのものである。第２のガスフローノズル５２は、
上述の２系統のガスフロー供給を行うための手段のうち
のもう１つであり、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、この例で
は溶湯ノズル２２と第１のガスフローノズル５１との間
に設置されている。 【００４３】第３のガスフローノズル５３は、溶湯ノズ
ル２２を基準として前方側に配置される上述の２系統の
ガスフロー供給を行うための手段のうちの１つであり、
この第３のガスフローノズル５３は、冷却ロール２１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。 【００４４】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て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５
４は、例えば、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、
例えば外径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。 【００４５】以上の第１〜第４のガスフローノズル５１
〜５４を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。ただし、溶湯ノズル２２の噴射
口側の酸素低減効果は第１および第２のガスフローノズ
ル５１、５２が大きい。以上の各ガスフローノズル５１
〜５４には、図４の第１のガスフローノズル５１につい
て例示するように、圧力調整弁３６が接続された接続管
３７を介してガス供給源３８に接続される。 【００４６】この例の製造装置を用いて合金薄帯を製造
するには、冷却ロール２１を回転する前からガスフロー
ノズル５１〜５４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、冷却ロール回転前からガスフローを
行った方が、溶湯ノズル噴射口周囲の酸素濃度の低下が
速くなるからである。したがって、溶湯ノズル噴射口近
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２１の回転を行うようにすれば生産効率
上望ましい。この例の合金薄帯の製造方法に用いる不活
性ガスとして、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、ＸｅおよびＲ
ｎのうちの１種または２種以上のガスから適宜選択使用
されるが、ＡｒガスＮ2ガスが最も望ましい。 【００４７】この例の製造装置のロール外周大気遮断手
段６０は、冷却ロール２１の回転方向前方の正面に設け
られたロール正面大気遮蔽板６４と、冷却ロール２１の
回転方向前方の両側面に冷却ロール１を挟むように設け
られ、ロール正面大気遮蔽板６４と当接する一対のロー
ル前方大気遮蔽板６３と、冷却ロール２１の回転方向前
方の上面に設けられてロール前方大気遮蔽板６３の上端
縁と当接するロール上方大気遮断板６２と、冷却ロール
２１の回転方向後方に設けられて冷却ロール２１の冷却
面と接するロール表面大気遮断板６１とを少なくとも具
備してなるものである。図３と図４に示すように、ロー
ル表面大気遮断板６１は、鋭角の先端部を有する板状構
造を有し、その先端部を冷却ロール２１の表面に接触す
るか近接配置するよう配置されていて、冷却ロール２１
を高速で回転する際に冷却ロール２１の表面に付着して
溶湯ノズル２２の噴射口側に巻き込まれようとする大気
を掻き取るようにして遮断する。 【００４８】図３に示すように、ロール前方大気遮断板
６３は、冷却ロール１の両側面前方からの大気の巻き込
みを遮断することを目的として設置するものである。前
記ロール正面大気遮断板６４は、冷却ロール１の冷却面
に対向する前方からの大気の巻き込みを遮断することを
目的として設置するものであり、本例においては前記ロ
ール前方大気遮断板６３の前端および略中央部の２箇所
に設置しているが、必要に応じて１ヶ所でも３ヶ所以上
設けても良い。この場合、溶湯ノズル２近傍の雰囲気の
酸素濃度を更に低減させることが期待できる。なお、ロ
ール正面大気遮断板６４の中央部には、薄帯通過口６４
１が設けられており、薄帯製造時には、この薄帯通過口
６４１を薄帯が通過する。 【００４９】この例の装置を用いて大気中において不活
性ガスフローを行いながら、溶湯ノズル２２の噴射口側
の酸素を低減し、合金溶湯が急冷される際の酸化を防止
しながら製造することで、酸化劣化を生じないようにし
ながら目的の組成の合金薄帯を得ることができ、この合
金薄帯を先の実施形態の場合と同様に打ち抜くか、トロ
イダル巻きして加工することで、先の実施形態の場合と
同様に磁心を製造することができる。図３と図４に示す
装置を用いて前述の組成の軟磁性合金薄帯を製造する場
合、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.の範囲、例え
ば、１７６０l/min.の条件下で行うことが好ましい。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/mi
n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。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１８０〜３８０l/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/min、第４のガスフローノズル５
４からのガスフローである第４のガスフローは流量２０
０〜４００l/minとすることが望ましい。 【００５０】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３８０〜４８０l/
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２８０l/mi
n、第３のガスフロー；流量１５０〜３５０l/min、最も
好ましくは２５０l/min、第４のガスフロー；流量２０
０〜４００l/minの各流速である。 【００５１】図３と図４に示した合金薄帯の製造装置を
用いて高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性合金を製造
するには、上述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）２２
の少なくとも溶湯吹き出し部先端部分に第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２２から冷却ロール２１の冷却面に
射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金薄帯を得
る。 【００５２】この合金薄帯を得たならば、先の例の場合
と同様に構造緩和熱処理を施し、必要な幅に裁断して磁
心形状に加工し、加工した状態のままで、あるいは、ギ
ャップ付きの場合は必要に応じて切込み部を形成してギ
ャップ付きの磁心とすることで目的の磁心を得ることが
できる。まず、合金薄帯を構成する合金の結晶化温度よ
りも低い温度に加熱する構造緩和を引き起こす加熱処理
を施す合金薄帯に施す。この場合の構造緩和熱処理は、
先の例の場合と同等の条件で良い。即ち、１００℃以上
の温度であって、前述した如く結晶化温度よりも５０℃
程度低い温度にて構造緩和熱処理を行う。 【００５３】この構造緩和を引き起こす熱処理が終了し
たならば、この合金薄帯を治具等のに仮巻取した後、切
断機械で目的の幅に裁断する。目的の幅とは、製造する
べき磁心の形状に合わせた幅であり、例えば、高さ３ｍ
ｍのトロイダルコアを製造する場合には、幅３ｍｍに合
金薄帯を裁断する。この裁断の際に、前記構造緩和を引
き起こす熱処理を予め施していると、切断機械の切断刃
の寿命を長くすることができる。即ち、合金薄帯に構造
緩和を引き起こす熱処理を施すことで、即ち、微結晶を
析出させる熱処理温度よりも低い温度範囲で行う構造緩
和を引き起こすための熱処理を施すことで、材料のねば
さを減少させ、材料として適度に脆くすることで加工工
具の摩擦を減少させる。これにより加工性、例えば、切
断刃の寿命を延ばすことができる。また、打ち抜き加工
を行ってドーナツ円盤状に打ち抜き加工を施し、打ち抜
いた円盤を複数枚積層して磁心とする場合は、打ち抜き
加工する際のパンチの寿命を長くすることができる。 【００５４】次に、目的の幅に裁断した薄帯をトロイダ
ル形状になるように、例えば、図２Ａに示すように巻回
する。具体的には軸等の棒状体に薄帯を巻き付け、目的
の内径と外径を得たならば、終端を切断してスポット溶
接により終端を固定してトロイダル形状とする。次に、
巻き取ったコアを真空中で熱処理し、非晶質相中に微結
晶を析出させるための結晶化の熱処理を行う。この結晶
化のための熱処理は、合金組成に応じて異なるが、４５
０℃〜７５０℃の範囲である。この熱処理により、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１
００ｎｍ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
磁性合金薄帯が得られる。 【００５５】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％以上析出したものは、急冷状態の非
晶質合金薄帯で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
１００ｎｍ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ｂ
ｃｃ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４５０〜７５０℃
（７２３Ｋ〜１０２３Ｋ）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、Ｆｅ
3Ｂ、あるいは 合金にＺｒが含まれる場合にはＦｅ3Ｚ
ｒ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。 【００５６】従って本発明において、非晶質相を主体と
する合金の薄帯を熱処理する際の保持温度（熱処理温
度）は４５０℃〜８１０℃（７５３Ｋ〜１０８３Ｋ）の
範囲において、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
合物相が異常に多く析出しないように、合金の組成に応
じて好ましく設定される。なお、前述の化合物相が適切
な量析出するならば、むしろ軟磁気特性を向上させるこ
とができるので、これらの化合物相が析出できるように
熱処理することも条件によっては必要となる。 【００５７】本実施形態の軟磁性合金の製造方法によれ
ば、上記の各組成系の中でも不活性ガスフロー中におい
て製造を行う場合において、Ｎｂを含有する組成系の合
金とすれば、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２１やるつぼ２３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。 【００５８】また、上述したように上記組成において特
にＮｂを含有する合金溶湯は、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２１やるつぼ２３
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２１やるつぼ２３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する場合
に好ましい。 【００５９】 【実施例】「実施例１」以下の実施例に示す軟磁性合金
試料は、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5の組成を有するものであ
り、この組成の薄帯試料を図１に示す装置を用いた片ロ
ール液体急冷法により作成した。即ち、１つの回転して
いる銅製の冷却ロール上におかれたノズルより所定成分
の溶融金属をＡｒガスの圧力により石英製のノズルを介
して前記冷却ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得
た。以上のように作成した薄帯の幅は約１５mmであり、
厚さは約２０μmであった。また、急冷したままの薄帯
は非晶質を主体とする合金からなることをＸ線回折によ
り確認することができた。次にこの薄帯を幅３ｍｍに切
断して目的の幅に調整し、トロイダル巻きして内径１５
ｍｍ、外径２５ｍｍのトロイダルコアを形成し、トロイ
ダルコアを構成する薄帯の端部をスポット溶接して固定
した。次にトロイダルコアを構成する薄帯の周囲を囲む
ようにエポキシ樹脂を含浸させ、トロイダルコアを構成
する薄帯の固定を行い、次いでトロイダルコアの端部に
切込を入れた後に砥石加工を行って幅０.２〜０.８ｍｍ
のギャップを形成し、ギャップ付きのトロイダルコアを
製造した。 【００６０】以下の表１に、上記の如くトロイダルコア
を製造した場合、ギャップ部分を砥石で研磨して仕上げ
る際に、砥石交換までの回数を測定した結果を示す。砥
石交換の目安は、加工速度が急に低下した時点であり、
この状態で研磨を続行しても砥石の摩耗により加工寸法
を精度良く出すことができないものである。 【００６１】 「表１」 熱処理温度 熱処理時間 ギャップ 実寸 摩耗による砥石 狙い寸法 使用限界 無し 無し ０.８０ｍｍ ０.８４ｍ １００回 ０.６０ｍｍ ０.６４ｍｍ ７０回 ０.４０ｍｍ ０.４４ｍｍ ３０回 ０.２０ｍｍ ０.２４ｍｍ １０回 １００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８４ｍｍ １００回 ０.６０ｍｍ ０.６３ｍｍ ７０回 ０.４０ｍｍ ０.４３ｍｍ ３０回 ０.２０ｍｍ ０.２４ｍｍ １０回 ２００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８３ｍｍ ３００回 ０.６０ｍｍ ０.６３ｍｍ １００回 ０.４０ｍｍ ０.４３ｍｍ ８０回 ０.２０ｍｍ ０.２４ｍｍ ３０回 ３００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８３ｍｍ ７００回 ０.６０ｍｍ ０.６２ｍｍ ５００回 ０.４０ｍｍ ０.４２ｍｍ ２００回 ０.２０ｍｍ ０.２２ｍｍ １００回 ５００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８２ｍｍ １１００回 ０.６０ｍｍ ０.６２ｍｍ １０００回 ０.４０ｍｍ ０.４２ｍｍ ７５０回 ０.２０ｍｍ ０.２２ｍｍ ５００回 ６００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８１ｍｍ １２００回 ０.６０ｍｍ ０.６１ｍｍ １０００回 ０.４０ｍｍ ０.４１ｍｍ ８００回 ０.２０ｍｍ ０.２１ｍｍ ６００回 【００６２】以上の各種試料に対し、上述のギャップ加
工後に各々６５０℃に加熱後に徐冷するアニール処理を
施し、結晶化することでトロイダルコア型の磁心を得る
ことができた。 【００６３】表１に示す結果から、結晶化のための熱処
理以前に、構造緩和を引き起こすための熱処理を施した
試料にあっては、砥石使用限界が大幅に伸長することが
わかる。これは、構造緩和熱処理なしの試料に対し、１
００℃、２００℃、３００℃、５００℃、６００℃で処
理した試料の方が砥石使用限界が大幅に伸びており、特
に２００℃以上で処理した試料は、砥石使用限界を延ば
す効果が顕著であることが明らかである。また、ギャッ
プの寸法精度も向上していることがわかる。 【００６４】「実施例２」次に、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成と、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成と、Ｆｅ84Ｎｂ6.4
Ｂ9.5Ｌａ0.1なる組成の合金薄帯試料を先の実施例１と
同等の方法で作成し、これらの薄帯試料をロータースピ
ードミルで粉砕する試験を行い、試験後に得られた粉末
の粒度分布を測定した。また、ロータースピードミルで
粉砕する前に、構造緩和を引き起こす熱処理を１００
℃、２００℃、３００℃、５００℃、６００℃で行った
場合に得られる粉砕物の粒度分布も測定した。これらの
結果を以下の表２〜表４に示す。 「表２」 熱処理温度 時間 150μｍ 100μｍ 50μｍ 25μｍ 25μｍ 以上 〜150μｍ 〜100μｍ 〜50μｍ 以下 無し 無し ８５％ １０％ ４％ １％ ０％ １００℃ １０分 ８２％ １１％ ５％ １％ ０％ ２００℃ １０分 ７５％ １９％ ６％ １％ ０％ ３００℃ １０分 ３０％ ５０％ １５％ ４％ １％ ５００℃ １０分 ５％ ３０％ ４０％ ２０％ ５％ ６００℃ １０分 １％ １１％ ３５％ ４０％ １３％ 試料組成 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 【００６５】 「表３」 熱処理温度 時間 150μｍ 100μｍ 50μｍ 25μｍ 25μｍ 以上 〜150μｍ 〜100μｍ 〜50μｍ 以下 無し 無し ８２％ １１％ ５％ ２％ ０％ １００℃ １０分 ８３％ １１％ ５％ １％ ０％ ２００℃ １０分 ７０％ ２０％ ８ ２％ ０％ ３００℃ １０分 ２７％ ４９％ １７％ ６％ １％ ５００℃ １０分 ４％ ２９％ ３８％ ２２％ ７％ ６００℃ １０分 １％ ８％ ２４％ ５２％ １５％ 試料組成 Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10 【００６６】 「表４」 熱処理温度 時間 150μｍ 100μｍ 50μｍ 25μｍ 25μｍ 以上 〜150μｍ 〜100μｍ 〜50μｍ 以下 無し 無し ６０％ １８％ １５％ ５％ ２％ １００℃ １０分 ５０％ ２３％ １９％ ６％ ２％ ２００℃ １０分 ４５％ ２５％ ２０％ ７％ ２％ ３００℃ １０分 ２１％ ４５％ ２１％ １０％ ３％ ５００℃ １０分 １％ １０％ ４２％ ３２％ １５％ ６００℃ １０分 ０％ ５％ ３５％ ４２％ １８％ 試料組成 Ｆｅ84Ｎｂ6.4Ｂ9.5Ｌａ0.1 【００６７】前記表２〜表４において、粒径を示す数値
の単位は１μｍ＝１×１０-6ｍであり、１５０以上の欄
（粒径１５０×１０-6ｍ＝１５０μｍ以上の粒径の欄）
あるいは、粒径１００〜１５０×１０-6ｍの欄の割合が
高いことは、粒径の大きなものが多く、微細粉末化が円
滑になされていないことを示し、５０〜１００×１０ -6
ｍ（５０〜１００μｍ）の欄、２５〜５０×１０-6ｍ
（２５〜５０μｍ）の欄の割合が高いことは微細粉末化
が若干進行したことを意味し、２５×１０-6ｍ（２５μ
ｍ）以下の欄の割合が高いことは、十分に微細粉末化で
きたことを意味する。 【００６８】表２から表４に示す測定結果から、本発明
に係る構造緩和を引き起こす熱処理を施すならば、薄帯
を粉砕する際に十分に微細化が可能であり、構造緩和を
引き起こす熱処理を施して微細化することで薄帯から微
細粉末を作成することが確実にできるので、薄帯を微細
化した粉末を用いて加圧焼結するなどの方法を採用する
ことで成形体としての磁心を製造する場合、圧密度の高
い、空隙の少ない成形体を得ることができることを意味
する。 【００６９】「実施例３」Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成
を有するＦｅ基合金（結晶化開始温度４８８℃）を用
い、この合金溶湯を先の実施例１の条件で急冷して薄帯
を得た。この薄帯に対し、構造緩和を引き起こす熱処理
を施した場合（熱処理温度１００℃、２００℃、３００
℃）と、施さない場合（無し）のそれぞれの試料につい
て、パンチ（ダイス切断刃）により打ち抜き加工した場
合のパンチの耐久性を試験した。パンチの耐久性の評価
には、パンチ回数とパンチ後の薄帯にバリを発生するか
否かを調査するものとし、薄帯にバリを発生しなかった
試料の場合は〇印、１／１０回以下の割合でバリを発生
したものは△印、毎回バリを発生したものは×印を以下
の表５にダイス切断刃の状況として、処理したパンチ回
数と併せて示す。「表５」 【００７０】 熱処理温度 熱処理時間 パンチ回数 ダイス切断刃の状況 無し 無し １００００ 〇 無し 無し ５００００ △ 無し 無し １０００００ × 無し 無し ５０００００ × １００℃ １０分 １００００ 〇 １００℃ １０分 ５００００ 〇 １００℃ １０分 １０００００ △ １００℃ １０分 ５０００００ × ２００℃ １０分 １００００ 〇 ２００℃ １０分 ５００００ 〇 ２００℃ １０分 １０００００ 〇 ２００℃ １０分 ５０００００ 〇 ３００℃ １０分 １００００ 〇 ３００℃ １０分 ５００００ 〇 ３００℃ １０分 １０００００ 〇 ３００℃ １０分 ５０００００ △ ５００℃ １０分 １ リボン破壊 【００７１】表５の結果から構造緩和を引き起こすため
の熱処理は、１００℃以上の温度で行う熱処理で起きて
いるものと考えられる。即ち、１００℃以上３００℃未
満で熱処理した薄帯をダイス切断刃で打ち抜き加工した
場合、構造緩和を引き起こす熱処理を行っていない試料
（熱処理温度及び熱処理時間無しの試料）に比較してバ
リの発生が少なく、ダイスの耐久性が大幅に向上した。
構造緩和とは、得られた薄帯を適切な温度に熱処理する
ことで、硬度が加工に好ましい範囲で向上し、適度に脆
くなり、パンチで加工する際にバリの発生を伴うことな
く打ち抜き加工ができるものである。また、５００℃で
熱処理したものは結晶化を行った薄帯試料であるが、こ
の結晶化した薄帯試料にあっては打ち抜き加工時に薄帯
試料が破壊されて打ち抜き加工不能であった。これは、
この種の合金が結晶化後は極めて脆くなるので、脆さの
面で打ち抜きに耐えられなかったためであると考えらえ
る。逆に、熱処理を施さない薄帯試料は熱処理しない薄
帯試料よりも軟質であり、ねばいので、打ち抜きの際に
だれ易く、バリが出易いものと思われる。 【００７２】表５に示す試験例から、結晶化しない温度
範囲であって、構造緩和を引き起こす温度範囲で熱処理
を行うことで、打ち抜き性に優れた状態とすることがで
きることが判明した。なお、これらの組成系の試料にお
いて結晶化開始温度が４８８℃であるので、それより５
０℃低い温度が４３８℃となるので、４３８℃以下の温
度で構造緩和のための熱処理を行うこととなる。 【００７３】「実施例４」先の実施例３と同等のダイス
切断刃による打ち抜き試験を種々の組成の薄帯試料につ
いて行い、結果を以下の表６に示す。。 【００７４】 「表６」 薄帯試料の組成 熱処理温度 パンチ回数 切断刃 （回） の状況 Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ10 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｃｕ1 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ1 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83.5Ｎｂ6Ｂ10Ｃｕ1 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1 ３００℃、 １０００００ 〇 Ｆｅ86Ｎｂ3.25Ｚｒ3.25Ｂ6.5Ｃｕ1 ３００℃、 １０００００ 〇 上述の結果から、切断刃の状況については１０万回のパ
ンチ回数（打ち抜き回数）においてもバリを発生するこ
となく打ち抜き加工ができたので、加工性について何ら
問題を生じなかった。 【００７５】「実施例５」図５は、Ｆｅ84-x-yＮｂ6.5
Ｂ9.5ＧａxＣｕyなる組成（ただし、ｘ＝０、１、ｙ＝
０、０.１、０.５）の薄帯試料について、液体急冷によ
り薄帯製造後、３００℃で熱処理したものを円環状に打
ち抜き、積層した後、更に図５に示す温度でアニール処
理（熱処理）した場合に得られる透磁率（μ’＝１ｋＨ
ｚ）と保磁力（Ｈｃ）を示すものである。構造緩和を引
き起こす温度３００℃にてアニール処理した後、ｂｃｃ
Ｆｅが析出する温度以上で熱処理した試料は、３０００
０以上の高い透磁率と、５.６Ａ／ｍ以下の低い保磁力
が得られ、良好な軟磁気特性が得られていることが明ら
かである。 【００７６】「実施例６」得られる合金薄帯中のＦｅが
８３.０〜８４.０原子％と、Ｎｂが６.０〜６.５原子％
と、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％〜０.０
５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３、図４に示す合金薄
帯製造装置のるつぼ２３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用のノズル先端部より高速回
転している銅ロール２１の冷却面に吹き出させて急冷す
る液体急冷法を用い、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。 【００７７】次に、得られた各種の合金薄帯に対し、３
００℃で１０分間、構造緩和熱処理を施した後に幅３ｍ
ｍに裁断し、この薄帯から内径１５ｍｍ、外形２５ｍｍ
のトロイダルコアを作成し、続いて昇温速度１８０゜Ｃ
／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）６
５０゜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、次いで幅１ｍｍの切込部を形成し
てギャップ付きのトロイダルコア磁心を得ることができ
た。このトロイダルコア磁心を製造する際、先の実施例
１の場合と同様に摩耗による砥石使用限界について試験
したが、実施例１の場合と同様に、構造緩和熱処理を施
したものが砥石使用限界が向上するという全く同等の試
験結果が得られた。次に、以下の表７、表８に、先の各
トロイダルコアの製造に用いた合金薄帯の磁気特性につ
いて測定した結果を示す（サンプルＮｏ.１〜Ｎｏ.４
０）。 【００７８】 【表７】【００７９】 【表８】 【００８０】表７、表８に、得られた各種の合金薄帯試
料（サンプルＮｏ.１〜Ｎｏ.４０）の１ｋＨｚにおける
実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度
（Ｂｓ）について測定した結果を示す。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。 【００８１】表７、表８に示した結果から、本発明組成
範囲内においても、Ｆｅが８３.５〜８４原子％と、Ｎ
ｂが６.０〜６.５原子％と、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判明した。この
ことから、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ6.0〜6.5Ｂ9.5〜1 0.0の範
囲の組成であれば、大気中において製造可能であり、し
かも大気中において製造しても優れた軟磁気特性を示す
ことがわかる。 【００８２】次に、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、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ
10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.１７〜１
９の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎ
ｂ6Ｂ10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、サンプルＮｏ.１〜４０
のいずれにおいても１.５Ｔ以上得られていることがわ
かる。以上のことから、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ6.0〜6.5Ｂ
9.5〜10.0Ｃｕ0.05〜1.0の範囲の組成であれば、大気中
において製造可能であり、しかも優れた軟磁気特性が得
られることがわかる。 【００８３】また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０.０５〜０.０９
原子％添加し、更に、元素Ｍ’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
Ｎｏ.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
Ｎｏ.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。このことから、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ6.0
〜6.5Ｂ9.5〜10.0Ｍ’0.05Ｃｕ0.05〜1.0の範囲の組成
であれば、大気中において製造可能であり、しかも優れ
た軟磁特性が得られることがわかる。 【００８４】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、Ｎｄ、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。 【００８５】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.２５〜２
７とサンプルＮｏ.２９〜３６の合金薄帯は、１ｋＨｚ
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１.５１
Ｔ以上得られており、サンプルＮｏ.３７〜４０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。 【００８６】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。 【００８７】また、サンプルＮｏ.４〜１９と、サンプ
ルＮｏ.２５〜４０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。これらのことから大気中において製造する
場合の元素Ｍ’のより好ましい添加量は、０.０５原子
％〜０.０８原子％の範囲とすることができると判明し
た。よって、本発明組成の中でも、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ
6.0〜6.5Ｂ9.5〜10.0Ｍ’0.05〜1.0Ｃｕ0.05〜1.0の範
囲の組成であれば、大気中において製造可能であること
がわかる。 【００８８】次に、前述のＮｂを多く含有し、希土類元
素を含有させた組成系の試料のＸ線回折試験結果を図６
に示す。試料の作成には、Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄe な
る組成（e＝０〜０.４原子％）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、溶解した
原料を鋳型に流し込み母合金を得た。ついで、Ｎ2ガス
雰囲気において、合金薄帯製造装置の溶湯ノズル内で上
記母合金を高周波溶解し、得られた合金溶湯を溶湯吹き
出し部先端部分より高速回転している銅ロールの冷却面
に射出して急冷する液体急冷法により合金薄帯を作製す
る際、以下の液体急冷条件１あるいは２に変更して各種
の合金薄帯を得た。これら合金薄帯の組成は、Ｆｅ84Ｎ
ｂ6.85Ｂ9Ｎｄ0.15であった。なお、薄帯中のＮｄ（微
量元素）はエネルギー分散型分光法（ＥＤＳ）にて分析
したものである。以降、薄帯の組成中のＮｄ量は、ＥＤ
Ｓで分析した結果のものである。 【００８９】ここでの液体急冷条件１は、溶湯ノズルの
溶湯吹出部先端部分のギャップ幅０.２ｍｍ、射出温度
１１９０℃（１４６３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐａ
（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−４
０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径２０ｃｍ、ロール回転数３
６００ｒｐｍ、ロール周速度３７.７ｍ／ｓである。 【００９０】液体急冷条件２は、溶湯ノズルの溶湯吹出
部先端部分のギャップ幅０.２５ｍｍ、射出温度１３５
０℃（１６２３Ｋ）、射出圧力８３３００Ｐａ（０.８
５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７９８００Ｐａ（−６０ｃ
ｍＨｇ）、銅ロール外径６０ｃｍ、ロール回転数１４０
０ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたものであ
る。 【００９１】次に、得られた各合金薄帯試料に昇温速度
１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、処理温度３００℃で
保持時間１０分の構造緩和熱処理を施した後、更に前述
と同じ昇温速度で結晶化熱処理温度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１５ｍｍの各種の合金薄帯試料を
得た。液体急冷条件１で得られたものが図６に示す合金
薄帯試料の測定結果であり、液体急冷条件２で得られた
ものが図６に示す合金薄帯試料の測定結果である。これ
らの合金薄帯試料の組成は、ともにＦｅ84Ｎｂ6.85Ｂ9
Ｎｄ0.15であった。 【００９２】図６に示す結果から明らかなように、液体
急冷条件２で製造した合金薄帯は、非晶質に特有のハロ
ーな回折図形と、体心立方晶のＦｅを主成分とするｂｃ
ｃ相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（１１０）面のピークと、（２
００）面のピークが認められることから、非晶質相中に
ｂｃｃ-Ｆｅ相が析出したものであることがわかる。こ
れに対して液体急冷条件１で製造した合金薄帯は、非晶
質に特有のハローな回折図形と、ＦｅとＢの化合物相に
独特の回折図形が認められ、また、体心立方晶に独特の
回折図形が僅かに認められることから、非晶質相中にＦ
ｅ3Ｂの結晶あるいはＦｅ3.5Ｂの結晶が析出し、ｂｃｃ
-Ｆｅ相が僅かに析出したものであることがわかる。こ
れらのことから急冷直後の合金薄帯は、組成が同じもの
であっても、液体急冷条件が異なれば、非晶質相中に析
出する結晶が異なることがわかる。 【００９３】次に、各合金薄帯試料（熱処理後の合金薄
帯試料）の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μ）を測定した結果を図６に併せて示す。 【００９４】図６に示した結果から液体急冷条件１の合
金薄帯試料は、液体急冷条件２の合金薄帯試料に比べて
実効透磁率が高く、保磁力が低いことがわかる。このこ
とから、急冷により非晶質相中にＦｅ3ＢあるいはＦｅ
3.5ＢのようにＦｅとＢの化合物の結晶が析出した複相
組織の合金薄帯を熱処理した実施例の合金薄帯は、急冷
後にＦｅとＢの化合物の結晶が非晶質相中に析出されて
いない合金薄帯を熱処理した合金薄帯試料に比べて軟磁
気特性が優れることがわかる。 【００９５】Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成（ｅ＝０
〜０.４ａｔ％）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。 【００９６】ついで、Ｎ2ガス雰囲気において、合金薄
帯製造装置の溶湯ノズル内で上記母合金を高周波溶解
し、得られた合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分より高
速回転している銅ロールの冷却面に射出して急冷する液
体急冷法により合金薄帯を作製する際、図７に示す以下
の液体急冷条件３〜５に変更して各種の合金薄帯試料を
得た。これら合金薄帯試料の組成はＦｅ84Ｎｂ6.92Ｂ9
Ｎｄ0.08であった。 【００９７】ここでの液体急冷条件３は、溶湯ノズルの
溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０.２ｍｍ、射出
温度１１９０℃（１４６３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐ
ａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−
４０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径２０ｃｍ、ロール回転数
３６００ｒｐｍ、ロール周速度３７.７ｍ／ｓとしたも
のである。 【００９８】液体急冷条件４は、溶湯ノズルの溶湯吹き
出し部先端部分のギャップ幅０.２５ｍｍ、射出温度１
３７５℃（１４６８Ｋ）、射出圧力８３３００Ｐａ
（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７９８００Ｐａ（−
６０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径６０ｃｍ、ロール回転数
１４００ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたも
のである。 【００９９】液体急冷条件５は、溶湯ノズルの溶湯吹き
出し部先端部分のギャップ幅０.２５ｍｍ、射出温度１
３５０℃（１６２３Ｋ）、射出圧力８３３００Ｐａ
（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７９８００Ｐａ（−
６０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径６０ｃｍ、ロール回転数
１４００ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたも
のである。 【０１００】次に得られた各種の合金薄帯試料に、昇温
速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度３０
０℃で１０分間構造緩和熱処理し、次いで熱処理温度６
５０゜Ｃ（９２３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は
５分で結晶化熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍ
の各種の合金薄帯試料を得た。図７に示す液体急冷条件
３、４、５でそれぞれ合金薄帯試料を得た。これら合金
薄帯の組成は、Ｆｅ84Ｎｂ6.92Ｂ9Ｎｄ0.08 であった。 【０１０１】図７に、上記の各液体急冷条件３、４、５
で得られた急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6. 92Ｂ9Ｎｄ0.08なる
組成の合金薄帯試料（熱処理前の合金薄帯試料）のＸ線
回折測定の結果を示す。図７に示す結果から明らかなよ
うに液体急冷条件４、５で製造した合金薄帯示試料は、
非晶質に特有のハローな回折図形と、体心立方晶のＦｅ
を主成分とするｂｃｃ相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（１１０）
面のピークと、（２００）面のピークが認められること
から、非晶質相中にｂｃｃ-Ｆｅ相が析出したものであ
ることがわかる。 【０１０２】これに対して液体急冷条件３で製造した合
金薄帯試料は、非晶質に特有のハローな回折図形と、Ｆ
ｅとＢの化合物相に独特の回折図形が認められ、また、
体心立方晶に独特の回折図形が僅かに認められることか
ら、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶あるいはＦｅ3.5Ｂの結
晶が析出したものであることがわかる。これらのことか
ら急冷直後の合金薄帯は、組成が同じものであっても、
液体急冷条件が異なれば、非晶質相中に析出する結晶が
異なることがわかり、磁心としてより好ましい特性を得
るためには、液体急冷条件を調節して非晶質相中にＦｅ
3Ｂの結晶あるいはＦｅ3.5Ｂの結晶を析出させた方がよ
り有利であることがわかった。 【０１０３】次に、先の合金薄帯試料（熱処理後の合金
薄帯試料）の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透
磁率（μ）を測定した結果を図７に合わせて示す。図７
に示した結果から液体急冷条件３の合金薄帯試料は、液
体急冷条件４、５の合金薄帯試料に比べて実効透磁率が
高く、保磁力が低いことがわかる。このことから急冷に
より非晶質相中にＦｅ3ＢあるいはＦｅ3.5ＢのようにＦ
ｅとＢの化合物の結晶が析出した複相組織の合金薄帯を
熱処理した液体急冷条件３の合金薄帯試料は、急冷後に
ＦｅとＢの化合物の結晶が非晶質相中に析出していない
合金薄帯試料を熱処理した液体急冷条件４、５の合金薄
帯に比べて軟磁気特性が優れることがわかる。また、液
体急冷条件３の合金薄帯試料は、Ｎｄの添加量を減少さ
せたことにより、液体急冷条件１の合金薄帯より１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率を高くでき、保磁力を低くできる
ことがわかる。 【０１０４】次に、Ｆｅ84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ9（Ｒ＝Ｙ，
Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｄｙ）なる組成（投入
組成）になるように調製した原料、または、Ｆｅ84Ｎｂ
6.8Ｒ0.2Ｂ9（Ｒ＝Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇ
ｄ）なる組成になるように調製した原料を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。 【０１０５】ついで、Ｎ2ガス雰囲気において、合金薄
帯製造装置の溶湯ノズル内で上記母合金を高周波溶解
し、得られた合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分より高
速回転している銅ロールの冷却面に射出して急冷する液
体急冷法により合金薄帯を作製する際、下記表９に示す
液体急冷条件で作製することにより合金薄帯試料（Ｆｅ
84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ9（Ｒ＝Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓ
ｍ，Ｇｄ，Ｄｙ）なる組成、Ｆｅ84Ｎｂ6.8Ｒ0.2Ｂ
9（Ｒ＝Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｇｄ）なる組成の合
金薄帯試料を得た。これらの合金薄帯試料については、
ＥＤＳにより分析をしておらず、投入組成で記してい
る。なお、ここで各種の合金溶湯を急冷する際は、溶湯
ノズルの溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０.２ｍ
ｍ、射出圧力３９２００Ｐａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、
背圧−５３２００Ｐａ（−４０ｃｍＨｇ）とし、銅ロー
ルとしては外径２０ｃｍのものを用いた。 【０１０６】 【表９】 【０１０７】 【表１０】【０１０８】表１０中、ａｍｏｒ．は非晶質相を示し、
ｂｃｃ（２００）はｂｃｃ-Ｆｅ相の（２００）面を示
す。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜
Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、３００℃で１０分間の構造緩
和熱処理を施した後、更に表１０に示す結晶化熱処理温
度Ｔａまでの昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、上記熱処理温度Ｔａでの保持時間５分で熱処理を
行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料
を得た。 【０１０９】また、比較のためにＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組
成になるように調製した原料を用いる以外は、先の場合
と同様の液体急冷条件で合金薄帯を得、結晶化熱処理温
度Ｔａの６７５℃（９４８Ｋ）までの昇温速度１８０゜
Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、上記熱処理温度Ｔａでの保持
時間５分で結晶化熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５
ｍｍの合金薄帯（Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成）を得た。 【０１１０】図８に、上記の各液体急冷条件で得られた
急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ9（Ｒ＝Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｎｄ，Ｓｍ）なる組成の合金薄帯試料（熱処理前の
合金薄帯試料）、Ｆｅ84Ｎｂ6.8Ｒ0.2Ｂ9（Ｒ＝Ｐｒ）
なる組成の合金薄帯試料（熱処理前の合金薄帯試料）
と、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料（熱処理
前）のＸ線回折測定の結果を示す。また、表１０に、Ｆ
ｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料およびＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の合金にＮｂ置換でＹまたは希土類元素
（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｄｙ）を添加
した各種合金薄帯試料の組成と、急冷直後の合金薄帯試
料の構造をＸ線回折により調べた結果を示す。 【０１１１】図８から明らかなように、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9
なる組成の急冷直後の合金薄帯試料は、非晶質に特有の
ハローな回折図形と、体心立方晶のＦｅを主成分とする
ｂｃｃ相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（２００）面のピークが認
められることから、非晶質相中にｂｃｃ-Ｆｅ相が析出
したものであることがわかる。これに対してＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の合金にＮｂ置換でＹまたは希土類元素
（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ）を添加した急冷直後
の各種合金薄帯試料は、非晶質に特有のハローな回折図
形と、ＦｅとＢの化合物相に独特の回折図形（４７.５
°付近から５７.５°付近にかけてできたピーク形状が
左右非対称）が認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結
晶、あるいはＦｅ3.5Ｂの結晶が析出したものであるこ
とがわかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6。9Ｓｍ0.1Ｂ9の組成の
急冷直後の合金薄帯試料は、体心立方晶に独特の回折図
形が僅かに認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶ある
いはＦｅ3.5Ｂの結晶以外にｂｃｃ-Ｆｅ相も析出してい
ることがわかる。 【０１１２】さらに、表１０から明らかなようにＦｅ84
Ｎｂ7Ｂ9なる組成の急冷直後の合金薄帯試料は、Ｆｅ3
Ｂの結晶の析出は認められないが、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる
組成の合金にＮｂ置換でＹまたは希土類元素（Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ）を添加した急冷直後の合金薄帯
は、いずれもＦｅ3Ｂの結晶の析出が認められ、非晶質
相とＦｅ3Ｂの結晶の複相組織から構成されていること
がわかる。これらのことからＦｅ-Ｎｂ-Ｂ系の合金にＮ
ｂ置換でＹまたは希土類元素を添加した合金溶湯は、急
冷によりＦｅ3Ｂの結晶が析出し易いことがわかる。 【０１１３】次に、前記熱処理後の合金薄帯試料と熱処
理後の合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率（μ）を測定した結果を図８に合わせて示
す。また、表９に示す組成の熱処理後の合金薄帯試料
と、熱処理後の合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率（μ）を測定した結果と、Ｂ10と
残留磁束密度Ｂｒを測定した結果を表１０に合わせて示
す。ここでのＢ10は、１０ Ｏｅ（８００Ａ／ｍ）の印
加磁場中での磁束密度である。 【０１１４】図８と表１０に示した結果からＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料の実効透磁率は、３４６０
０であり、保磁力は６.４Ａ／ｍであることがわかる。
これに対して他の合金薄帯試料は、いずれも実効透磁率
が３７３００以上であり、保磁力は５.０４Ａ／ｍ以下
であり、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料に比べ
て実効透磁率が高く、保磁力が低いことがわかる。ま
た、Ｆｅ84Ｎｂ6.8Ｎｄ0 .2Ｂ9なる組成の合金薄帯試料
の保磁力は、４.３２Ａ／ｍであり、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9な
る組成の合金薄帯試料に比べて保磁力が低いことがわか
る。また、各例の合金薄帯試料のＢ10は、１.５３〜１.
５６Ｔの範囲であり、十分大きい飽和磁束密度が得られ
ている。このことからＦｅ-Ｎｂ-Ｂ系の合金にＮｂ置換
でＹまたは希土類元素を添加した合金溶湯を用いた合金
薄帯試料のものは、急冷により非晶質相中にＦｅ3Ｂの
ようにＦｅとＢの化合物の結晶が析出した複相組織の合
金となっており、これを構造緩和熱処理し、続いて結晶
化熱処理することにより、軟磁気特性が優れたものが得
られることがわかる。 【０１１５】Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０〜
０.４ａｔ％（原子％））になるように調製した原料を
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。ついで、Ｎ2ガス雰囲気におい
て、合金薄帯製造装置の溶湯ノズル内で上記母合金を高
周波溶解し、得られた合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部
分より高速回転している銅ロールの冷却面に射出して急
冷する液体急冷法により合金薄帯を作製する際、下記の
液体急冷条件６〜１３で作製することにより各種の合金
薄帯を得た。これら合金薄帯の組成は、Ｆｅ84Ｎｂ7-e
Ｂ9Ｎｄe（ｅ＝０、０.０４、０.０８、０.１５、０.１
９原子％）であった。なお、薄帯中のＮｄ（微量元素）
はＥＤＳにて分析したものである。 【０１１６】液体急冷条件６〜９においては、溶湯ノズ
ルの溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０．２ｍｍ、
銅ロール外径２０ｃｍとした。また、液体急冷条件６で
は射出温度１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２
００Ｐａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐ
ａ（−４０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、
ロール周速度３８ｍ／ｓとし、液体急冷条件７では射出
温度１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐ
ａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−
４０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、ロール
周速度３７.７ｍ／ｓとし、液体急冷条件８では射出温
度１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐａ
（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−４
０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、ロール周
速度３７.７ｍ／ｓとし、液体急冷条件９では射出温度
１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐａ
（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−４
０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、ロール周
速度３７.７ｍ／ｓとしたものである。 【０１１７】液体急冷条件１０〜１３においては、溶湯
ノズルの溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０.２５
ｍｍ、銅ロール外径６０ｃｍとした。また、液体急冷条
件１０では射出温度１３５０℃（１６２３Ｋ）、 射出
圧力６８６００Ｐａ（０.７ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７
９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）、ロール回転数１２０
０ｒｐｍ、ロール周速度３７.７ｍ／ｓとし、液体急冷
条件１１では射出温度１３００℃（１５７３Ｋ）、射出
圧力８３３００Ｐａ（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−
７９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）、ロール回転数１２
５０ｒｐｍ、ロール周速度３９.３ｍ／ｓとし、液体急
冷条件１２では射出温度１３５０℃（１６２３Ｋ）、射
出圧力７３５００Ｐａ（０.７５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧
−７９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）、ロール回転数１
３００ｒｐｍ、ロール周速度４０.８とし、液体急冷条
件１３では射出温度１３５０℃（１６２３Ｋ）、射出圧
力８３３００Ｐａ（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７
９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）ロール回転数１４００
ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたものであ
る。 【０１１８】次に、得られた各種の合金薄帯に、３００
℃で１０分間の構造緩和熱処理を施し、更に下記の熱処
理温度Ｔａまでの昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、下記の結晶化熱処理温度Ｔａでの保持時間５分で
結晶化熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの各種
の合金薄帯（Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０、
０.０４、０.０８、０.１５原子％）を得た。ここでの
熱処理温度Ｔａとしては、Ｎｄの添加量が０ａｔ％のも
のは、６７５℃（９４８Ｋ）、Ｎｄの添加量が０.０４
ａｔ％のものは、７００℃（９７３Ｋ）、Ｎｄの添加量
が０.０８ａｔ％のものは、７００℃（９７３Ｋ）、Ｎ
ｄの添加量が０.１５ａｔ％のものは、７００℃（９７
３Ｋ）とした。 【０１１９】図９に、液体急冷条件６〜９で得られた急
冷直後のＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０、０.
０４、０.０８、０.１５原子％）の合金薄帯試料（熱処
理前の合金薄帯試料）のＸ線回折測定の結果を示す。ま
た、図９に合金溶湯を上記急冷条件で急冷したときに結
晶が析出したときの結晶化温度Ｔx1を合わせて示す。図
１０に、液体急冷条件１０〜１３で得られた急冷直後の
Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０、０.０４、０.
０８、０.１５原子％）の合金薄帯試料（熱処理前の合
金薄帯試料）のＸ線回折測定の結果を示す。また、図１
０に合金溶湯を上記急冷条件で急冷したときに結晶が析
出したときの結晶化温度Ｔx1を合わせて示す。 【０１２０】図１０から明らかなように液体急冷条件１
０〜１３で得られた合金薄帯は、非晶質に特有のハロー
な回折図形と、体心立方晶のＦｅを主成分とするｂｃｃ
相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（１１０）面のピークと（２０
０）面のピークが認められることから、非晶質相中にｂ
ｃｃ-Ｆｅ相が析出したものであることがわかる。ま
た、液体急冷条件１０〜１３で得られた合金薄帯は、Ｆ
ｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金にＮｂ置換で添加するＮｄ
の添加量を増加させると、ｂｃｃ-Ｆｅ相の（１１０）
面と（２００）面のピークが大となっている。また、液
体急冷条件１０〜１３で得られた合金薄帯は、いずれも
結晶析出温度Ｔx1が５０３℃（７７６Ｋ）と同じ値であ
る。 【０１２１】一方、図９から明らかなように液体急冷条
件８〜９で得られた合金薄帯は、非晶質に特有のハロー
な回折図形と、ＦｅとＢの化合物相に独特の回折図形
（４７.５°から５７.５°付近にできたピーク形状が左
右非対称）が認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶が
析出したものであることがわかる。また、急冷条件８、
９の合金薄帯試料は、体心立方晶に独特の回折図形が僅
かに認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶以外にｂｃ
ｃ-Ｆｅ相の（１１０）面のピークや（２００）面のピ
ークも析出していることがわかる。また、液体急冷条件
６〜９で得られた合金薄帯試料は、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる
組成の合金にＮｂ置換で添加するＮｄの添加量を増加さ
せると、Ｆｅ3Ｂの結晶の析出を示すのピークが大とな
っており、また、Ｎｄの添加量の増加に伴って結晶析出
温度Ｔx1が低くなっていることがわかる。これらのこと
から合金薄帯試料は、組成が同じものであっても、液体
急冷条件が異なれば、非晶質相中に析出する結晶が異な
り、また、結晶化温度も異なることがわかる。 【０１２２】次に、液体急冷条件６〜９で得られたＦｅ
84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成（ｅ＝０、０.０４、０.０
８、０.１５原子％）の合金薄帯の熱処理後の保磁力
（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ）を測定し
た結果を図９に合わせて示すまた、液体急冷条件１０〜
１３で得られたＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成（ｅ＝
０、０.０４、０.０８、０.１５原子％）の合金薄帯の
熱処理後の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μ）を測定した結果を図１０に合わせて示す。 【０１２３】図９、１０に示した結果から液体急冷条件
１０〜１３で得られた合金薄帯に熱処理を施したもの
は、Ｎｄの添加量が増えると、実効透磁率が低下し、保
磁力が高くなっていることがわかる。これに対して急冷
条件６〜９で得られた合金薄帯に熱処理を施したもの
は、Ｎｄの添加量が増えると実効透磁率を高くでき、保
磁力を低くでき、急冷条件１０〜１３で得られた合金薄
帯に熱処理を施したものより、軟磁気特性が優れている
ことがわかる。このように急冷条件８、９の合金薄帯に
熱処理を施したものが軟磁気特性が優れるのは、Ｆｅ-
Ｎｂ-Ｂ系の合金にＮｂ置換で添加するＮｄが増加する
と、急冷条件によっては非晶質相中にＦｅ3Ｂのように
ＦｅとＢの化合物の結晶が析出し、このＦｅとＢの化合
物がｂｃｃ-Ｆｅの結晶の核の生成を促進させて、ｂｃ
ｃ-Ｆｅの結晶粒を十分微細化するために、結晶析出温
度Ｔx1 が下がり、熱処理により析出する微細なｂｃｃ-
Ｆｅの結晶が多くなり、軟磁気特性を向上できるものと
考えられる。 【０１２４】 【発明の効果】以上説明したように本発明は、Ｆｅ基合
金溶湯を急冷して非晶質合金薄帯を形成し、その後、構
造緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、磁心の
形状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて熱処理
するので、微結晶を析出させる熱処理温度よりも低い温
度範囲で行う構造緩和を引き起こすための熱処理を施す
ことで、材料のねばさを減少させ、材料として適度に脆
くすることで機械加工工具の摩擦を減少させる。これに
より機械加工性、例えば、打ち抜き性を向上させ、切断
加工時の切断工具の寿命を延ばし、砥石加工時の砥石の
寿命を長くすることができる。 【０１２５】次に、本発明の製造方法において、前記結
晶相としてｂｃｃ-Ｆｅ、Ｆｅ3Ｓｉ、Ｆｅ3Ｂのうちか
ら選択される少なくとも１種以上であるものを採用する
ことができる。これらの結晶相が析出することで軟磁気
特性が著しく向上する。 【０１２６】本発明の製造方法において、前記板厚とし
て１μｍ以上、１００μｍ以下であるものを採用するこ
とができる。この範囲の厚さであるならば、非晶質単相
のものを容易に得ることができ、この非晶質単相のもの
に構造緩和を引き起こす熱処理を施すことで機械加工
性、例えば、打ち抜き性を向上させ、切断加工時の切断
工具の寿命を延ばし、砥石加工時の砥石の寿命を長くす
ることができる。更に、このような厚さ範囲において、
厚い薄帯であるならば、後述するようにトロイダル巻す
る場合、あるいは積層磁心とする場合に磁性体部分の占
有率を向上させることできるが、逆に薄い薄帯であれ
ば、高周波域におけるうず電流損失を低減させるという
ように、用途に応じて使い分けができる。 【０１２７】本発明において、急冷により得た合金薄帯
として、一部結晶相が析出した状態のものでも構造緩和
を引き起こす熱処理を施すことで材料のねばさを減少さ
せ、材料として適度に脆くすることで機械加工工具の摩
擦を減少させる。これにより機械加工性、例えば、打ち
抜き性を向上させ、切断加工時の切断工具の寿命を延ば
し、砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができる。
気部品に好適なＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方法に関す
る。 【０００２】 【従来の技術】従来、トランスやチョークコイルなどの
磁心材料として、５０％Ｎｉ-Ｆｅパーマロイ磁心や８
０％Ｎｉ-Ｆｅパーマロイ磁心が用いられている。しか
し、これらの磁性材料からなる磁心は高周波域における
コアロスが大きく、数１０ｋＨｚ以上の周波数帯域では
磁心の温度上昇が激しく、使用が困難であった。そこで
近年、高周波域におけるコアロスが低く、高角形性が良
好な特徴を生かし、Ｃｏ基の非晶質磁性材料からなる磁
心がスイッチング電源用磁心などとして用いられるよう
になってきている。しかしながら、Ｃｏ基非晶質磁心
は、原料費が高く、高価格であるばかりか、飽和磁束密
度が通常１０ｋＧ以下であり、数１０ｋＨｚ〜１００ｋ
Ｈｚの周波数域においては、飽和磁束密度が低いために
動作磁束密度の制約を受けやすく、十分に磁心を小型化
できない問題があった。 【０００３】一方、Ｆｅ基非晶質磁性材料からなる磁心
は、飽和磁束密度が高く、例えば、特公昭５８ー１１８
３号公報に記載されているように、直流ＢーＨカーブの
角形比が高く、最大透磁率が高いものが得られることが
知られている。しかしながら、このＦｅ基非晶質合金を
用いた磁心はコアロスが大きい欠点があるために、添加
元素の調整によりコアロスの改善が試みられているが、
前記のＣｏ基非晶質合金に比べて未だにコアロスが大き
いという問題があった。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】そこで本発明者らは、
前記種々の従来合金の発展型の合金として、特公平７−
６５１４５号明細書、特開平５−９３２４９号明細書等
において、非晶質合金とｂｃｃＦｅの微結晶粒を主体と
する組織を有し、飽和磁束密度が高いとともに、透磁率
に優れ、耐熱性にも優れたＦｅ系軟磁性合金を提供し
た。 【０００５】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。（Ｆｅ1-a Ｑ a）b Ｂx Ｍ1y 但しＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ1
はＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍo、Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、且
つＺｒ,Ｈｆのいずれか又は両方を含み、a≦０.０５、b
≦９３原子％、x＝５.０〜８原子 ％、 y＝４〜９原子％
である。 【０００６】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆｅ b Ｂx Ｍ1y 但し、 b≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜
９原子％である。そして、本発明者らは、前記組成系の
合金について更に研究を進めた結果、これらの系の軟磁
性合金を製造するには、急冷処理が必須であるがため
に、得られるものは薄帯（リボン）の状態が一般的であ
り、この薄帯から磁心などの磁気部品を得るためには、
打ち抜き加工、切断加工等の機械加工が必要であり、こ
の薄帯を打ち抜き加工する際、あるいは切断加工する
際、加工工具の寿命が短いという知見を得た。また、薄
帯から磁心の形状に加工する場合、砥石加工を施すこと
も考えられるが、前述の薄帯を砥石加工する場合に砥石
がへたり易いという問題がある。更に本発明者らは、前
記組成系のＦｅ系軟磁性合金を製造する場合、結晶化の
ための熱処理ではなく、それよりも低い温度で特殊な熱
処理を施すことによって得られる軟磁性合金の加工性を
大幅に改良できることを見い出し、本願発明に到達し
た。本発明は前述の背景に基づいてなされたもので、打
ち抜き加工、切断加工、砥石加工等の機械加工を施した
場合、加工工具に負担をかけることなく磁心までの加工
ができるＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方法を提供するこ
とを目的とする。 【０００７】 【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に本発明の製造方法は、Ｆｅ基合金溶湯を急冷すること
により板厚１〜１０００μｍの非晶質合金薄帯を形成
し、構造緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、
磁心の形状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて
熱処理することで、少なくとも５０％以上の組織中に平
均結晶粒径５０ｎｍ以下である結晶質相を生成させ、残
部非晶質相とすることを特徴とする。微結晶を析出させ
る熱処理温度よりも低い温度範囲で行う構造緩和を引き
起こすための熱処理を施すことで、材料のねばさを減少
させ、材料として適度に脆くすることで機械加工工具の
摩擦を減少させる。これにより機械加工性、例えば、打
ち抜き性を向上させて打ち抜き加工工具の寿命を延ば
し、切断加工時の切断工具の寿命を延ばし、砥石加工時
の砥石の寿命を長くすることができ、生産性を向上させ
ることができる。本発明の製造方法において、前記結晶
相としてｂｃｃＦｅ、Ｆｅ3Ｂのうちから選択される少
なくとも１種以上であるものを採用することができる。
これらの結晶相が析出することで軟磁気特性が著しく向
上する。 【０００８】本発明の製造方法において、前記板厚とし
て１μｍ以上、１００μｍ以下であるものを採用するこ
とができる。この範囲の厚さであるならば、非晶質単相
のものを容易に得ることができ、この非晶質単相のもの
に構造緩和を引き起こす熱処理を施すことで機械加工
性、例えば、打ち抜き性を向上させ打ち抜き加工工具の
寿命を延ばし、切断加工時の切断工具の寿命を延ばし、
砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができ、生産性
を向上できる。更に、このような厚さ範囲において、厚
い薄帯であるならば、後述するようにトロイダル巻して
磁心とする場合において、あるいは積層磁心とする場合
において、磁性体部分の占有率を向上させることできる
特徴を有するが、逆に薄い薄帯であれば、高周波域にお
けるうず電流損失を低減させるというように、用途に応
じて厚いものと薄いものを使い分けすることができる。 【０００９】本発明の製造方法は、Ｆｅ基軟磁性合金溶
湯を急冷することにより、板厚１μｍ以上、１００μｍ
以下の非晶質合金薄帯を形成し、構造緩和を引き起こす
温度であって、かつ、結晶が析出する温度よりも高い温
度にて熱処理を行い、少なくとも５０％以上の組織中に
平均結晶粒径５０ｎｍ以下である結晶相を形成させ、磁
心の形状に加工することを特徴とする。 【００１０】一部結晶相が析出した状態のものでも構造
緩和を引き起こす熱処理を施すことで材料のねばさを減
少させ、材料として適度に脆くすることで機械加工工具
の摩擦を減少させる。これにより機械加工性、例えば、
打ち抜き性を向上させ、切断加工時の切断工具の寿命を
延ばし、砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができ
る。本発明の製造方法において、前記結晶相として、ｂ
ｃｃＦｅ、Ｆｅ3Ｂのうちから選ばれる少なくとも１種
以上であるものを採用することができる。これらの結晶
相が析出することで軟磁気特性が著しく向上する。 【００１１】本発明の製造方法において、前記板厚とし
て１μｍ以上、１００μｍ以下であるものを採用するこ
とができる。この範囲の厚さであるならば、非晶質単相
のものを容易に得ることができ、この非晶質単相のもの
に構造緩和を引き起こす熱処理を施すことで機械加工
性、例えば、打ち抜き性を向上させ打ち抜き加工工具の
寿命を延ばし、切断加工時の切断工具の寿命を延ばし、
砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができ、生産性
を向上できる。更に、このような厚さ範囲において、厚
い薄帯であるならば、後述するようにトロイダル巻して
磁心とする場合において、あるいは積層磁心とする場合
において、磁性体部分の占有率を向上させることできる
特徴を有するが、逆に薄い薄帯であれば、高周波域にお
けるうず電流損失を低減させるというように、用途に応
じて厚いものと薄いものを使い分けすることがができ
る。 【００１２】本発明の製造方法において、前記急冷が不
活性ガスフロー中、または、大気中のいずれか１つで行
われ、前記Ｆｅ基合金の溶湯を回転する金属ロール上に
ノズルから噴出させて行うものであることを特徴とす
る。前述の合金において、組成に応じて不活性ガスフロ
ー中の雰囲気において、あるいは、大気中において、製
造しても良好な磁気特性を発揮できるものを得ることが
可能であり、不活性ガスフロー中あるいは大気中で製造
することで、雰囲気を制御した大規模の装置で製造しな
くとも製造が可能となることで、製造が容易となり得
る。 【００１３】本発明の製造方法において、前記Ｆｅ基合
金溶湯として、下記組成式を満足するものを適用するこ
とができる。 （Ｆｅ1-aＣｏa）100-X-Y-ZＭXＭ’YＭ’’ZＸtＢw ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上、Ｍ’はＡｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｙを含む希土類元素のうち１種また
は２種以上、Ｍ’’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、
Ｏｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上、ＸはＰ、Ｃ、Ｓ
ｉのうち１種または２種以上であり、組成比を示すa、
x、y、z、t、wは、０≦a≦０.０５、１原子％≦x≦３０
原子％、０≦y≦１０原子％、０≦z≦５原子％、０≦t
≦１０原子％、０.５≦w≦２０原子％である。ここでの
希土類元素としてはＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓ
ｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈo、Ｅr、Ｔｍ、Ｙｂ、
Ｌｕ)のうちから選択して用いられる。本発明の製造方
法において、組成比を示すa、x、y、z、t、wとして、a
＝０、t＝０、３原子％≦x≦１０原子％、０.０１原子
％≦y≦１原子％、５原子％≦w≦１５原子％とすること
ができる。本発明の製造方法において。組成比を示す
a、x、y、z、t、wとして、a＝０、y＝０、t＝０、３原
子％≦x≦１０原子％、５原子％≦w≦１５原子％とする
ことができる。これらの組成を有する合金薄帯から磁心
を製造することで、飽和磁束密度が高く、透磁率に優
れ、磁心の形状に種々の加工を施しても加工工具を傷め
るおそれの少ないものを提供できる。また、加工工具の
寿命を長くすることが確実にできることで生産性が向上
し、磁心を大量に生産する場合に有利となる。 【００１４】 【発明の実施の形態】以下に本発明を更に詳細に説明す
る。本発明に係る磁心を形成するために好ましいＦｅ基
合金の一形態は、Ｆｅを主成分として含み、Ｂを必ず含
み、更にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上を必ず含み、組織の
少なくとも５０％以上が平均結晶粒径５０ｎｍ以下のｂ
ｃｃＦｅの微細結晶粒からなり、残部は非晶質合金相か
らなることを特徴とするものである。 【００１５】先に記載の軟磁性合金の具体的な一形態
は、次式で示される組成からなり、組織の少なくとも５
０％以上が平均結晶粒径５０ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微
細結晶粒からなり、残部が非晶質合金相からなり、前記
ｂｃｃＦｅの微細結晶粒は後述する組成の合金（溶湯）
を急冷し、ほぼ非晶質相の単相組織あるいは一部結晶相
を析出させた後、構造緩和を引き起こす温度にて熱処理
を施した後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に
冷却されて析出されたものである。 【００１６】 （Ｆｅ1-aＣｏa）100-X-Y-ZＭXＭ’YＭ’’ZＸtＢw ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上、Ｍ’はＡｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｙを含む希土類元素のうち１種また
は２種以上、Ｍ’’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、
Ｏｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上、ＸはＰ、Ｃ、Ｓ
ｉのうち１種または２種以上であり、組成比を示すa、
x、y、z、t、wは、０≦a≦０.０５、１原子％≦x≦３０
原子％、０≦y≦１０原子％、０≦z≦５原子％、０≦t
≦１０原子％、０.５原子％≦w≦２０原子％である。以
上の組成において、組成比を示すa、x、y、z、t、wが、
a＝０、t＝０、３原子％≦x≦１０原子％、０.０１原子
％≦y≦１原子％、５原子％≦w≦１５原子％の範囲とす
ることができる。更に以上の組成において、組成比を示
すa、x、y、z、t、wが、a＝０、y＝０、t＝０、３原子
％≦x≦１０原子％、５原子％≦w≦１５原子％の範囲と
することができる。 【００１７】前述の組成の軟磁性合金は、前記組成の合
金を溶湯から急冷することにより非晶質相あるいは一部
に結晶質を含む非晶質合金薄帯あるいは非晶質合金粉
末、非晶質合金塊として得る工程と、これらの工程で得
られたものを構造緩和を引き起こす温度にて熱処理を施
した後、前記非晶質相を結晶化温度以上に加熱後に冷却
する工程とによって通常得ることが出来る。あるいは、
前記薄帯に対し、構造緩和を引き起こす熱処理温度であ
って、結晶化を開始する温度よりも高い温度で熱処理さ
れて非晶質相中に微結晶粒が析出されたものでも良い。
なお、前記の急冷法で得られたものは、薄帯状であって
も粉末状であっても良く、得られたものを構造緩和を引
き起こす熱処理後に所望の形状に成形加工あるいは機械
加工した後に結晶化のための熱処理を施しても良いのは
勿論である。 【００１８】次に、前記各組成の軟磁性合金において、
前記の組成とすることが好ましい理由を説明する。前記
組成の軟磁性合金にはＢが必ず添加されている。Ｂには
軟磁性合金の非晶質形成能を高める効果、Ｆｅ-Ｍ（＝
Ｚｒ,Ｈｆ,Ｎｂ等）系微細結晶合金の熱的安定性を高
め、結晶粒成長の障壁となり得る効果、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、熱的に安定な非晶質相
を粒界に残存させる効果がある。この結果、前記後述す
る結晶化の熱処理工程において４００〜７５０℃の広い
熱処理条件で磁気特性に悪影響を及ぼさない粒径５０ｎ
ｍ以下（具体的には３０ｎｍ以下）の微細な体心立方構
造（ｂｃｃ構造）のＦｅの結晶粒を主体とする組織を得
ることができる。 【００１９】こ のＢの含有量は、０.５原子％以上２
０原子％以下が良好であり、より好ましくは５原子％以
上１５原子％以下の範囲である。Ｂ量のwが、０.５原子
％より小さい場合、粒界の非晶質相が不安定となるため
に十分な添加効果が得られない。また、wが２０原子％
を超えるとＢ-Ｍ系およびＦｅ-Ｂ系のほう化物の生成傾
向が強くなり、この結果、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難くな
る。このＢの含有量は、１.５Ｔ以上の高飽和磁束密度
を得るためには１０原子％以下であることが好ましい。
また、Ｂ含有量として８原子％以上、１０原子％以下の
範囲が３００００以上の高透磁率と１.５Ｔ以上の高飽
和磁束密度と低い保磁力（６Ａ／ｍ以下）を全て満足で
きる上で好ましい。 【００２０】このように適切な量のＢを添加することで
析出する微細結晶相の平均結晶粒径を５０ｎｍ以下に確
実に調整することができるようになる。前記組成の軟磁
性合金の組成式において、非晶質相を得やすくするため
には、非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいず
れかを含む必要がある。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂはそれ
らの一部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎと置換することができる。更に、上
記組成式の中のＮｂは、α-Ｆｅに対してほとんど固溶
しないとされているが、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、Ｎｂ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α-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。 【００２１】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、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を含むようにすることが好ましい。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、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。 【００２２】本発明の合金において、Ｍ元素は、比較的
遅い拡散種であり、Ｍ元素の添加は微細結晶核の成長速
度を小さくする効果を持つと考えられ、組織の微細化に
不可欠である。しかし、Ｍ元素の添加量xが１原子％よ
り小さくになると、核成長速度を小さくする効果が失わ
れ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟磁性が得ら
れない。x量が３０原子％を超えると、Ｍ-Ｂ系またはＦ
ｅ-Ｍ系の化合物の生成傾向が大きくなり、良好な特性
が得られないほか、液体急冷後のテープ状合金が脆化
し、所定のコア形状に加工することが困難となる。よっ
て、xの範囲を１〜３０原子％としたが、このような範
囲において３〜１０原子％の範囲がより好ましい。 【００２３】前記組成の軟磁性合金において、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ量の合計量（１００−x−y−z−t−w）は、９
３原子％以下である。これは、合計量が９３原子％を超
えると液体急冷法によって非晶質単相を得ることが困難
になり、この結果、熱処理してから得られる合金の組織
が不均一になるため高い透磁率が得られないためであ
る。また、飽和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、
合計量が７５原子％以上であることがより好ましいので
合計量を７５〜９３原子％の範囲とすることが好まし
い。 【００２４】前記組成の軟磁性合金においては、添加す
る元素として、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、ＣｕおよびＹを含む
希土類元素のうち、１種または２種以上を１０原子％以
下含有することが好ましい。これらのうちＧｅ、Ｇａは
半金属元素として知られるものであるが、本発明の軟磁
性合金においてはこれらの半金属元素がＦｅを主成分と
するｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶している。それ
らの元素の含有量が１０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。 【００２５】上記元素ＺのうちＹ、希土類元素（Ｌａ、
Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、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ｂｃｃ相（体心立方の相）に固
溶せず、非晶質相に残留し、また、用いる元素を変更す
ることにより、磁歪を制御して、磁気特性を向上させる
ことができる。 【００２６】前記組成の軟磁性合金において耐食性を改
善するために、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｏｓ、
Ｐｒなどの白金族元素を添加することも可能である。こ
れらの元素は、５原子％よりも多く添加すると、飽和磁
束密度の劣化が著しくなるため、添加量は５原子％以下
に抑える必要があるが、耐食性の面で問題がなければ添
加を略しても良い。前記組成の軟磁性合金において、
Ｐ、Ｃ、Ｓｉ等の非晶質形成能を有する元素に関し、本
願発明合金の特性を低下させない範囲で含有していても
差し支えないので、これら元素の含有量は１０原子％以
下程度とすることが好ましい。 【００２７】図１は、本発明に係る組成の軟磁性合金を
薄帯状として得るための製造装置の一例を示すものであ
るが、前述の組成の軟磁性合金を薄帯状として得るため
には図３を基に後に説明する不活性ガスフロー装置を用
いても良い。 【００２８】図１に示す第１の例の製造装置は、真空ポ
ンプ１に排気管１ａを介し接続されて真空排気可能なチ
ャンバ２の内部に、銅製または鋼製の冷却ロール３が回
転自在に設置されている。この冷却ロール３の上方に石
英製などのノズル５を有するるつぼ６が備えられ、るつ
ぼ６には、るつぼ６にＡｒガス圧力を付加できるように
ガス供給源７がガス供給管７ａを介し接続され、チャン
バ２には別途チャンバ２の内部をＡｒガス等の非酸化性
ガス減圧雰囲気に調整するためのガス供給源８がガス供
給管８ａを介し接続されている。なお、るつぼ６の上端
部には蓋部材が装着され、この蓋部材を貫通するように
ガス供給管７ａの先端が接続されていて、るつぼ６の内
部をチャンバ２の内部圧力とは別個に加圧できるように
構成されている。 【００２９】るつぼ６の底部外周には加熱ヒータ９が設
けられ、るつぼ６に投入される合金原料を加熱し溶融さ
せて溶湯を得ることができるように構成されるととも
に、前述のガス供給源７からＡｒガス圧をるつぼ６の内
部に付加することでノズル５を介して回転中の冷却ロー
ル３の表面に溶湯を吹き出し、冷却ロール３の側方に図
１の符号１１で示すように薄帯を得ることができるよう
に構成されている。 【００３０】図１に示す装置のるつぼ６において前記組
成の各種合金原料を溶解し、冷却ロール３に吹き出すこ
とで非晶質あるいはほぼ非晶質の合金薄帯を得ることが
できる。この合金薄帯を得たならば、合金薄帯を構成す
る合金の結晶化温度よりも低い温度に加熱する構造緩和
を引き起こす加熱処理を施す。この場合の熱処理は、１
００℃以上の温度であり、結晶化温度よりも５０℃以
上、下の温度とすることが好ましい。例えば結晶化温度
が５００℃の合金であれば、１００℃以上、４５０℃以
下の温度範囲が好ましく、結晶化温度が５５０℃の合金
であれば１００℃以上、５００℃以下の温度範囲が好ま
しい。 【００３１】この構造緩和を引き起こす熱処理が終了し
たならば、合金薄帯を治具に仮巻取した後、切断機械で
目的の幅に裁断する。目的の幅とは、製造するべき磁心
の形状に合わせた幅であり、例えば、高さ３ｍｍのトロ
イダルコアを製造する場合には、幅３ｍｍに合金薄帯を
裁断する。この裁断の際に、前記構造緩和を引き起こす
熱処理を施していると、切断機械の切断刃の寿命を長く
することができる。即ち、合金薄帯に構造緩和を引き起
こす熱処理を施すことで、即ち、微結晶を析出させる熱
処理温度よりも低い温度範囲で行う構造緩和を引き起こ
すための熱処理を施すことで、材料のねばさを減少さ
せ、材料として適度に脆くすることで加工工具の摩擦を
減少させる。これにより加工性、例えば、切断刃の寿命
を延ばすことができる。 【００３２】次に、目的の幅に裁断した薄帯をトロイダ
ル形状になるように例えば図２Ａに示すように巻回す
る。具体的には軸等の棒状体に薄帯を巻き付け、目的の
内径と外径を得たならば、終端を切断してスポット溶接
により終端を固定してトロイダル形状とする。次に、巻
き取ったコアを真空中で熱処理し、非晶質相中に微結晶
を析出させる結晶化を行う。この結晶化のための熱処理
は、合金組成に応じて異なるが、４５０℃〜７５０℃の
範囲である。 【００３３】本発明に係る組成系の合金の結晶化開始温
度として、例えば、 Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成において結晶化開始温度＝４９
５℃、 Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成において結晶化開始温度＝５２
４℃、 Ｆｅ89Ｚｒ7Ｂ4なる組成において結晶化開始温度＝５２
５℃、 Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9なる組成において結晶化開始温度＝４７
４℃、 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成において結晶化開始温度＝
４８８℃、 Ｆｅ83.3Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｌａ0.2Ａｇ1の組成において結晶
化開始温度＝４９０℃、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｇａ1なる組成において結晶化開始
温度＝４８７℃、 Ｆｅ84Ｎｂ6.3Ｂ9.5Ｌａ0.2なる組成において結晶化開
始温度＝４９６℃、 Ｆｅ83.55Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.05なる組成において結晶
化開始温度＝４８７℃、 Ｆｅ83.9Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.1なる組成において結晶化
開始温度＝４８６℃、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ1なる組成において結晶化開始
温度＝４４５℃、 Ｆｅ86.7Ｎｂ3.3Ｚｒ3.2Ｂ6.8なる組成において結晶化
開始温度＝５１１℃、 Ｆｅ85Ｎｂ1.75Ｚｒ4.25Ｂ9なる組成において結晶化開
始温度＝４９１℃、 Ｆｅ85.5Ｎｂ4Ｚｒ2Ｂ8.5なる組成において結晶化開始
温度＝４８９℃ であるので、これらの温度か、それよりも若干高い温度
で処理して結晶化させれば良い。逆に、先に説明した構
造緩和を引き起こす熱処理温度は、結晶化開始温度より
も５０℃以上低い温度することが好ましいので、前記し
た結晶化温度よりも５０℃以上低く、かつ、１００℃以
上の温度に加熱するものとする。 【００３４】従って、上述の各組成においては以下に記
述する温度範囲で先に説明した構造緩和を引き起こす熱
処理を施すことが好ましい。 組成 構造緩和熱処理温度範囲 Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ9 １００℃以上、４４５℃以下、 Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3 １００℃以上、４７４℃以下、 Ｆｅ89Ｚｒ7Ｂ4 １００℃以上、４７５℃以下、 Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9 １００℃以上、４２４℃以下、 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 １００℃以上、４３８℃以下、 Ｆｅ83.3Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｌａ0.2Ａｇ1 １００℃以上、４４０℃以下、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｇａ1 １００℃以上、４３７℃以下、 Ｆｅ84Ｎｂ6.3Ｂ9.5Ｌａ0.2 １００℃以上、４４６℃以下、 Ｆｅ83.55Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.05 １００℃以上、４３７℃以下、 Ｆｅ83.9Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ0.1 １００℃以上、４３６℃以下、 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ1 １００℃以上、３９５℃以下、 Ｆｅ86.7Ｎｂ3.3Ｚｒ3.2Ｂ6.8 １００℃以上、４６１℃以下、 Ｆｅ85Ｎｂ1.75Ｚｒ4.25Ｂ9 １００℃以上、４４１℃以下、 Ｆｅ85.5Ｎｂ4Ｚｒ2Ｂ8.5 １００℃以上、４３９℃以下、 【００３５】次にこのトロイダルコアを樹脂含浸して固
定する。例えば、エポキシ樹脂含浸を行ってコア全体を
例えばドーナツ型に固定する。続いてギャップ付きのト
ロイダルコアを製造する場合は、ドーナツ型のコアの一
部に図２Ｂに示すように切込を入れてギャップＧを形成
し、砥石加工を施して切込部分を加工し磁気コアＣとし
て完成させる。続いて磁気コアＣを樹脂製のケースＫの
内部に図２Ｃに示すように収容し、エポキシ樹脂等の樹
脂を充填し、この後に巻線加工を施して図２Ｄに示すよ
うに磁気コアＣ１として完成品とする。また、必要に応
じて図２Ｅに示すように巻線ｍに端子Ｔを形成し、全体
を４角形のチップ状に樹脂モールドして面実装タイプの
磁気部品Ｍを得ることができる。 【００３６】次に本実施形態において、構造緩和を引き
起こす温度よりも高い温度であって微結晶を析出させる
結晶化開始温度よりも高い温度に加熱して磁心を製造す
ることもできる。例えば、結晶化開始温度よりも高い温
度で熱処理すると、極めて脆くなり加工には不向きとな
るので、予め、トロイダルコア状に加工した後、このよ
うな温度に加熱して結晶化してトロイダルコアとした
後、脆いトロイダルコアに損傷を与えない程度に切込を
入れてギャップ付きのトロイダルコアを製造すれば良
い。このような工程によっても本発明に係る組成系の合
金薄帯を用いてトロイダル形状のコアを得ることができ
る。 【００３７】次に、トロイダルコア型の磁心ではなく、
積層型磁心を形成する場合の製造方法の一例について説
明する。積層型磁心を前述の合金薄帯から製造するに
は、合金薄帯からドーナツ板状の板材を複数打ち抜き、
これを複数枚積層し、接着するか、樹脂モールドしてコ
ア型に加工することで得ることができる。また、ギャッ
プを有する磁心とするためには、ドーナツ板状の板材を
積層し、一体化した後、切込を入れてから砥石加工する
ことで図２Ｂに示す形状と同じドーナツ型のギャップ付
きの磁心を得ることができる。以上の製造工程におい
て、薄帯から打ち抜く工程を行う際、構造緩和を引き起
こす熱処理を行っておけば、打ち抜き工具の寿命を長く
することができ、例えばバリ等の欠陥部分の無い磁心を
得ることができる。また、工具寿命を長くすることがで
きるので、大量製造時の効率を向上させることができ、
生産効率を高くすることができる。 【００３８】図３と図４は本発明に係る磁心を製造する
ために用いる合金薄帯を製造する装置の第２の例を示す
もので、この例の薄帯製造装置は、不活性ガスフロー中
において合金溶湯を冷却して薄帯を製造するタイプの装
置である。図３と図４において、この例の合金薄帯製造
装置は、冷却ロール２１と、溶湯を保持するるつぼ２３
の下端部に連接される溶湯ノズル２２と、溶湯ノズル２
２及びるつぼ２３の外周に捲回・配置された加熱コイル
２４と、不活性ガスをフローするためのガスフロー供給
手段である第１〜第４のガスフローノズル５１〜５４
と、溶湯ノズル付近への大気の巻き込みを遮断すること
を目的とするロール外周大気遮断手段６０と、大気滞留
部８０とから基本的に構成されている。 【００３９】前記冷却ロール２１は、図示しないモータ
により例えば矢印（反時計）方向へ回転駆動される。冷
却ロール２１の少なくとも表面は、炭素鋼、例えばＪＩ
ＳＳ４５ＣなどのＦｅ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２１の少なくとも表面が真鍮あるいは純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。図３と図
４において、るつぼ２３内で溶解された溶融金属は、下
端部の溶湯ノズル２２から冷却ロール２１の表面に向け
て噴出される。るつぼ２３の上部は、供給管２７を介し
てＡｒガスなどのガス供給源２８に接続されると共に、
供給管２７には、圧力調整弁２９と電磁弁３０とが組み
込まれ、供給管２７において圧力調整弁２９と電磁弁３
０との間には圧力計３１が組み込まれている。また、供
給管２７には補助管３２が並列的に接続され、補助管３
２には圧力調整弁３３、流量調整弁３４、流量計３５が
組み込まれている。したがって、ガス供給源２８からる
つぼ２３内にＡｒガスなどのガスを供給して溶湯ノズル
２２から溶湯を冷却ロール２１に噴出できるように構成
されている。 【００４０】この例の金属薄帯製造時には、冷却ロール
２１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ノズル２２から溶湯を
噴出することにより、冷却ロール２１の表面で合金溶湯
を急速冷却して固化させつつ冷却ロール２１の回転方向
に帯状の薄帯となして引き出すことができる。また、図
３及び図４に示すように、冷却ロール２１の回転方向前
下方には、薄帯誘導板７０と図示略のスクレイパーが備
えられている。冷却ロール２１の冷却面において形成さ
れた金属薄帯は、スクレイパーにより冷却ロール２１か
ら剥離されて薄帯誘導板７０側に案内され、更に薄帯通
過口６４１を通過して金属薄帯製造装置の外部に放出さ
れる。 【００４１】不活性ガスの供給は、溶湯ノズル２２の先
端部を基準として後方側、前方側のいずれか一方、また
は両方から行うことができる。後方側及び前方側からそ
れぞれ２系統のガスフローを供給することが望ましい。 【００４２】図３と図４において、第１のガスフローノ
ズル５１は、溶湯ノズル２２を基準として後方側に配置
される上述の２系統のガスフロー供給を行うための手段
のうちの１つであり、この第１のガスフローノズル５１
は、冷却ロール２１の後方のほぼ接線方向から溶湯ノズ
ル２２の先端近傍（以下、パドル側）にガスをフローす
るためのものである。第２のガスフローノズル５２は、
上述の２系統のガスフロー供給を行うための手段のうち
のもう１つであり、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、この例で
は溶湯ノズル２２と第１のガスフローノズル５１との間
に設置されている。 【００４３】第３のガスフローノズル５３は、溶湯ノズ
ル２２を基準として前方側に配置される上述の２系統の
ガスフロー供給を行うための手段のうちの１つであり、
この第３のガスフローノズル５３は、冷却ロール２１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。 【００４４】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て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５
４は、例えば、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、
例えば外径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。 【００４５】以上の第１〜第４のガスフローノズル５１
〜５４を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。ただし、溶湯ノズル２２の噴射
口側の酸素低減効果は第１および第２のガスフローノズ
ル５１、５２が大きい。以上の各ガスフローノズル５１
〜５４には、図４の第１のガスフローノズル５１につい
て例示するように、圧力調整弁３６が接続された接続管
３７を介してガス供給源３８に接続される。 【００４６】この例の製造装置を用いて合金薄帯を製造
するには、冷却ロール２１を回転する前からガスフロー
ノズル５１〜５４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、冷却ロール回転前からガスフローを
行った方が、溶湯ノズル噴射口周囲の酸素濃度の低下が
速くなるからである。したがって、溶湯ノズル噴射口近
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２１の回転を行うようにすれば生産効率
上望ましい。この例の合金薄帯の製造方法に用いる不活
性ガスとして、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、ＸｅおよびＲ
ｎのうちの１種または２種以上のガスから適宜選択使用
されるが、ＡｒガスＮ2ガスが最も望ましい。 【００４７】この例の製造装置のロール外周大気遮断手
段６０は、冷却ロール２１の回転方向前方の正面に設け
られたロール正面大気遮蔽板６４と、冷却ロール２１の
回転方向前方の両側面に冷却ロール１を挟むように設け
られ、ロール正面大気遮蔽板６４と当接する一対のロー
ル前方大気遮蔽板６３と、冷却ロール２１の回転方向前
方の上面に設けられてロール前方大気遮蔽板６３の上端
縁と当接するロール上方大気遮断板６２と、冷却ロール
２１の回転方向後方に設けられて冷却ロール２１の冷却
面と接するロール表面大気遮断板６１とを少なくとも具
備してなるものである。図３と図４に示すように、ロー
ル表面大気遮断板６１は、鋭角の先端部を有する板状構
造を有し、その先端部を冷却ロール２１の表面に接触す
るか近接配置するよう配置されていて、冷却ロール２１
を高速で回転する際に冷却ロール２１の表面に付着して
溶湯ノズル２２の噴射口側に巻き込まれようとする大気
を掻き取るようにして遮断する。 【００４８】図３に示すように、ロール前方大気遮断板
６３は、冷却ロール１の両側面前方からの大気の巻き込
みを遮断することを目的として設置するものである。前
記ロール正面大気遮断板６４は、冷却ロール１の冷却面
に対向する前方からの大気の巻き込みを遮断することを
目的として設置するものであり、本例においては前記ロ
ール前方大気遮断板６３の前端および略中央部の２箇所
に設置しているが、必要に応じて１ヶ所でも３ヶ所以上
設けても良い。この場合、溶湯ノズル２近傍の雰囲気の
酸素濃度を更に低減させることが期待できる。なお、ロ
ール正面大気遮断板６４の中央部には、薄帯通過口６４
１が設けられており、薄帯製造時には、この薄帯通過口
６４１を薄帯が通過する。 【００４９】この例の装置を用いて大気中において不活
性ガスフローを行いながら、溶湯ノズル２２の噴射口側
の酸素を低減し、合金溶湯が急冷される際の酸化を防止
しながら製造することで、酸化劣化を生じないようにし
ながら目的の組成の合金薄帯を得ることができ、この合
金薄帯を先の実施形態の場合と同様に打ち抜くか、トロ
イダル巻きして加工することで、先の実施形態の場合と
同様に磁心を製造することができる。図３と図４に示す
装置を用いて前述の組成の軟磁性合金薄帯を製造する場
合、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.の範囲、例え
ば、１７６０l/min.の条件下で行うことが好ましい。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/mi
n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。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１８０〜３８０l/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/min、第４のガスフローノズル５
４からのガスフローである第４のガスフローは流量２０
０〜４００l/minとすることが望ましい。 【００５０】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３８０〜４８０l/
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２８０l/mi
n、第３のガスフロー；流量１５０〜３５０l/min、最も
好ましくは２５０l/min、第４のガスフロー；流量２０
０〜４００l/minの各流速である。 【００５１】図３と図４に示した合金薄帯の製造装置を
用いて高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性合金を製造
するには、上述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）２２
の少なくとも溶湯吹き出し部先端部分に第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２２から冷却ロール２１の冷却面に
射出して急冷し、非晶質相を主体とする合金薄帯を得
る。 【００５２】この合金薄帯を得たならば、先の例の場合
と同様に構造緩和熱処理を施し、必要な幅に裁断して磁
心形状に加工し、加工した状態のままで、あるいは、ギ
ャップ付きの場合は必要に応じて切込み部を形成してギ
ャップ付きの磁心とすることで目的の磁心を得ることが
できる。まず、合金薄帯を構成する合金の結晶化温度よ
りも低い温度に加熱する構造緩和を引き起こす加熱処理
を施す合金薄帯に施す。この場合の構造緩和熱処理は、
先の例の場合と同等の条件で良い。即ち、１００℃以上
の温度であって、前述した如く結晶化温度よりも５０℃
程度低い温度にて構造緩和熱処理を行う。 【００５３】この構造緩和を引き起こす熱処理が終了し
たならば、この合金薄帯を治具等のに仮巻取した後、切
断機械で目的の幅に裁断する。目的の幅とは、製造する
べき磁心の形状に合わせた幅であり、例えば、高さ３ｍ
ｍのトロイダルコアを製造する場合には、幅３ｍｍに合
金薄帯を裁断する。この裁断の際に、前記構造緩和を引
き起こす熱処理を予め施していると、切断機械の切断刃
の寿命を長くすることができる。即ち、合金薄帯に構造
緩和を引き起こす熱処理を施すことで、即ち、微結晶を
析出させる熱処理温度よりも低い温度範囲で行う構造緩
和を引き起こすための熱処理を施すことで、材料のねば
さを減少させ、材料として適度に脆くすることで加工工
具の摩擦を減少させる。これにより加工性、例えば、切
断刃の寿命を延ばすことができる。また、打ち抜き加工
を行ってドーナツ円盤状に打ち抜き加工を施し、打ち抜
いた円盤を複数枚積層して磁心とする場合は、打ち抜き
加工する際のパンチの寿命を長くすることができる。 【００５４】次に、目的の幅に裁断した薄帯をトロイダ
ル形状になるように、例えば、図２Ａに示すように巻回
する。具体的には軸等の棒状体に薄帯を巻き付け、目的
の内径と外径を得たならば、終端を切断してスポット溶
接により終端を固定してトロイダル形状とする。次に、
巻き取ったコアを真空中で熱処理し、非晶質相中に微結
晶を析出させるための結晶化の熱処理を行う。この結晶
化のための熱処理は、合金組成に応じて異なるが、４５
０℃〜７５０℃の範囲である。この熱処理により、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１
００ｎｍ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
磁性合金薄帯が得られる。 【００５５】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％以上析出したものは、急冷状態の非
晶質合金薄帯で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
１００ｎｍ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ｂ
ｃｃ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４５０〜７５０℃
（７２３Ｋ〜１０２３Ｋ）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、Ｆｅ
3Ｂ、あるいは 合金にＺｒが含まれる場合にはＦｅ3Ｚ
ｒ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。 【００５６】従って本発明において、非晶質相を主体と
する合金の薄帯を熱処理する際の保持温度（熱処理温
度）は４５０℃〜８１０℃（７５３Ｋ〜１０８３Ｋ）の
範囲において、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
合物相が異常に多く析出しないように、合金の組成に応
じて好ましく設定される。なお、前述の化合物相が適切
な量析出するならば、むしろ軟磁気特性を向上させるこ
とができるので、これらの化合物相が析出できるように
熱処理することも条件によっては必要となる。 【００５７】本実施形態の軟磁性合金の製造方法によれ
ば、上記の各組成系の中でも不活性ガスフロー中におい
て製造を行う場合において、Ｎｂを含有する組成系の合
金とすれば、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２１やるつぼ２３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。 【００５８】また、上述したように上記組成において特
にＮｂを含有する合金溶湯は、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２１やるつぼ２３
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２１やるつぼ２３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する場合
に好ましい。 【００５９】 【実施例】「実施例１」以下の実施例に示す軟磁性合金
試料は、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5の組成を有するものであ
り、この組成の薄帯試料を図１に示す装置を用いた片ロ
ール液体急冷法により作成した。即ち、１つの回転して
いる銅製の冷却ロール上におかれたノズルより所定成分
の溶融金属をＡｒガスの圧力により石英製のノズルを介
して前記冷却ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得
た。以上のように作成した薄帯の幅は約１５mmであり、
厚さは約２０μmであった。また、急冷したままの薄帯
は非晶質を主体とする合金からなることをＸ線回折によ
り確認することができた。次にこの薄帯を幅３ｍｍに切
断して目的の幅に調整し、トロイダル巻きして内径１５
ｍｍ、外径２５ｍｍのトロイダルコアを形成し、トロイ
ダルコアを構成する薄帯の端部をスポット溶接して固定
した。次にトロイダルコアを構成する薄帯の周囲を囲む
ようにエポキシ樹脂を含浸させ、トロイダルコアを構成
する薄帯の固定を行い、次いでトロイダルコアの端部に
切込を入れた後に砥石加工を行って幅０.２〜０.８ｍｍ
のギャップを形成し、ギャップ付きのトロイダルコアを
製造した。 【００６０】以下の表１に、上記の如くトロイダルコア
を製造した場合、ギャップ部分を砥石で研磨して仕上げ
る際に、砥石交換までの回数を測定した結果を示す。砥
石交換の目安は、加工速度が急に低下した時点であり、
この状態で研磨を続行しても砥石の摩耗により加工寸法
を精度良く出すことができないものである。 【００６１】 「表１」 熱処理温度 熱処理時間 ギャップ 実寸 摩耗による砥石 狙い寸法 使用限界 無し 無し ０.８０ｍｍ ０.８４ｍ １００回 ０.６０ｍｍ ０.６４ｍｍ ７０回 ０.４０ｍｍ ０.４４ｍｍ ３０回 ０.２０ｍｍ ０.２４ｍｍ １０回 １００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８４ｍｍ １００回 ０.６０ｍｍ ０.６３ｍｍ ７０回 ０.４０ｍｍ ０.４３ｍｍ ３０回 ０.２０ｍｍ ０.２４ｍｍ １０回 ２００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８３ｍｍ ３００回 ０.６０ｍｍ ０.６３ｍｍ １００回 ０.４０ｍｍ ０.４３ｍｍ ８０回 ０.２０ｍｍ ０.２４ｍｍ ３０回 ３００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８３ｍｍ ７００回 ０.６０ｍｍ ０.６２ｍｍ ５００回 ０.４０ｍｍ ０.４２ｍｍ ２００回 ０.２０ｍｍ ０.２２ｍｍ １００回 ５００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８２ｍｍ １１００回 ０.６０ｍｍ ０.６２ｍｍ １０００回 ０.４０ｍｍ ０.４２ｍｍ ７５０回 ０.２０ｍｍ ０.２２ｍｍ ５００回 ６００℃ １０分 ０.８０ｍｍ ０.８１ｍｍ １２００回 ０.６０ｍｍ ０.６１ｍｍ １０００回 ０.４０ｍｍ ０.４１ｍｍ ８００回 ０.２０ｍｍ ０.２１ｍｍ ６００回 【００６２】以上の各種試料に対し、上述のギャップ加
工後に各々６５０℃に加熱後に徐冷するアニール処理を
施し、結晶化することでトロイダルコア型の磁心を得る
ことができた。 【００６３】表１に示す結果から、結晶化のための熱処
理以前に、構造緩和を引き起こすための熱処理を施した
試料にあっては、砥石使用限界が大幅に伸長することが
わかる。これは、構造緩和熱処理なしの試料に対し、１
００℃、２００℃、３００℃、５００℃、６００℃で処
理した試料の方が砥石使用限界が大幅に伸びており、特
に２００℃以上で処理した試料は、砥石使用限界を延ば
す効果が顕著であることが明らかである。また、ギャッ
プの寸法精度も向上していることがわかる。 【００６４】「実施例２」次に、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成と、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成と、Ｆｅ84Ｎｂ6.4
Ｂ9.5Ｌａ0.1なる組成の合金薄帯試料を先の実施例１と
同等の方法で作成し、これらの薄帯試料をロータースピ
ードミルで粉砕する試験を行い、試験後に得られた粉末
の粒度分布を測定した。また、ロータースピードミルで
粉砕する前に、構造緩和を引き起こす熱処理を１００
℃、２００℃、３００℃、５００℃、６００℃で行った
場合に得られる粉砕物の粒度分布も測定した。これらの
結果を以下の表２〜表４に示す。 「表２」 熱処理温度 時間 150μｍ 100μｍ 50μｍ 25μｍ 25μｍ 以上 〜150μｍ 〜100μｍ 〜50μｍ 以下 無し 無し ８５％ １０％ ４％ １％ ０％ １００℃ １０分 ８２％ １１％ ５％ １％ ０％ ２００℃ １０分 ７５％ １９％ ６％ １％ ０％ ３００℃ １０分 ３０％ ５０％ １５％ ４％ １％ ５００℃ １０分 ５％ ３０％ ４０％ ２０％ ５％ ６００℃ １０分 １％ １１％ ３５％ ４０％ １３％ 試料組成 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 【００６５】 「表３」 熱処理温度 時間 150μｍ 100μｍ 50μｍ 25μｍ 25μｍ 以上 〜150μｍ 〜100μｍ 〜50μｍ 以下 無し 無し ８２％ １１％ ５％ ２％ ０％ １００℃ １０分 ８３％ １１％ ５％ １％ ０％ ２００℃ １０分 ７０％ ２０％ ８ ２％ ０％ ３００℃ １０分 ２７％ ４９％ １７％ ６％ １％ ５００℃ １０分 ４％ ２９％ ３８％ ２２％ ７％ ６００℃ １０分 １％ ８％ ２４％ ５２％ １５％ 試料組成 Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10 【００６６】 「表４」 熱処理温度 時間 150μｍ 100μｍ 50μｍ 25μｍ 25μｍ 以上 〜150μｍ 〜100μｍ 〜50μｍ 以下 無し 無し ６０％ １８％ １５％ ５％ ２％ １００℃ １０分 ５０％ ２３％ １９％ ６％ ２％ ２００℃ １０分 ４５％ ２５％ ２０％ ７％ ２％ ３００℃ １０分 ２１％ ４５％ ２１％ １０％ ３％ ５００℃ １０分 １％ １０％ ４２％ ３２％ １５％ ６００℃ １０分 ０％ ５％ ３５％ ４２％ １８％ 試料組成 Ｆｅ84Ｎｂ6.4Ｂ9.5Ｌａ0.1 【００６７】前記表２〜表４において、粒径を示す数値
の単位は１μｍ＝１×１０-6ｍであり、１５０以上の欄
（粒径１５０×１０-6ｍ＝１５０μｍ以上の粒径の欄）
あるいは、粒径１００〜１５０×１０-6ｍの欄の割合が
高いことは、粒径の大きなものが多く、微細粉末化が円
滑になされていないことを示し、５０〜１００×１０ -6
ｍ（５０〜１００μｍ）の欄、２５〜５０×１０-6ｍ
（２５〜５０μｍ）の欄の割合が高いことは微細粉末化
が若干進行したことを意味し、２５×１０-6ｍ（２５μ
ｍ）以下の欄の割合が高いことは、十分に微細粉末化で
きたことを意味する。 【００６８】表２から表４に示す測定結果から、本発明
に係る構造緩和を引き起こす熱処理を施すならば、薄帯
を粉砕する際に十分に微細化が可能であり、構造緩和を
引き起こす熱処理を施して微細化することで薄帯から微
細粉末を作成することが確実にできるので、薄帯を微細
化した粉末を用いて加圧焼結するなどの方法を採用する
ことで成形体としての磁心を製造する場合、圧密度の高
い、空隙の少ない成形体を得ることができることを意味
する。 【００６９】「実施例３」Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成
を有するＦｅ基合金（結晶化開始温度４８８℃）を用
い、この合金溶湯を先の実施例１の条件で急冷して薄帯
を得た。この薄帯に対し、構造緩和を引き起こす熱処理
を施した場合（熱処理温度１００℃、２００℃、３００
℃）と、施さない場合（無し）のそれぞれの試料につい
て、パンチ（ダイス切断刃）により打ち抜き加工した場
合のパンチの耐久性を試験した。パンチの耐久性の評価
には、パンチ回数とパンチ後の薄帯にバリを発生するか
否かを調査するものとし、薄帯にバリを発生しなかった
試料の場合は〇印、１／１０回以下の割合でバリを発生
したものは△印、毎回バリを発生したものは×印を以下
の表５にダイス切断刃の状況として、処理したパンチ回
数と併せて示す。「表５」 【００７０】 熱処理温度 熱処理時間 パンチ回数 ダイス切断刃の状況 無し 無し １００００ 〇 無し 無し ５００００ △ 無し 無し １０００００ × 無し 無し ５０００００ × １００℃ １０分 １００００ 〇 １００℃ １０分 ５００００ 〇 １００℃ １０分 １０００００ △ １００℃ １０分 ５０００００ × ２００℃ １０分 １００００ 〇 ２００℃ １０分 ５００００ 〇 ２００℃ １０分 １０００００ 〇 ２００℃ １０分 ５０００００ 〇 ３００℃ １０分 １００００ 〇 ３００℃ １０分 ５００００ 〇 ３００℃ １０分 １０００００ 〇 ３００℃ １０分 ５０００００ △ ５００℃ １０分 １ リボン破壊 【００７１】表５の結果から構造緩和を引き起こすため
の熱処理は、１００℃以上の温度で行う熱処理で起きて
いるものと考えられる。即ち、１００℃以上３００℃未
満で熱処理した薄帯をダイス切断刃で打ち抜き加工した
場合、構造緩和を引き起こす熱処理を行っていない試料
（熱処理温度及び熱処理時間無しの試料）に比較してバ
リの発生が少なく、ダイスの耐久性が大幅に向上した。
構造緩和とは、得られた薄帯を適切な温度に熱処理する
ことで、硬度が加工に好ましい範囲で向上し、適度に脆
くなり、パンチで加工する際にバリの発生を伴うことな
く打ち抜き加工ができるものである。また、５００℃で
熱処理したものは結晶化を行った薄帯試料であるが、こ
の結晶化した薄帯試料にあっては打ち抜き加工時に薄帯
試料が破壊されて打ち抜き加工不能であった。これは、
この種の合金が結晶化後は極めて脆くなるので、脆さの
面で打ち抜きに耐えられなかったためであると考えらえ
る。逆に、熱処理を施さない薄帯試料は熱処理しない薄
帯試料よりも軟質であり、ねばいので、打ち抜きの際に
だれ易く、バリが出易いものと思われる。 【００７２】表５に示す試験例から、結晶化しない温度
範囲であって、構造緩和を引き起こす温度範囲で熱処理
を行うことで、打ち抜き性に優れた状態とすることがで
きることが判明した。なお、これらの組成系の試料にお
いて結晶化開始温度が４８８℃であるので、それより５
０℃低い温度が４３８℃となるので、４３８℃以下の温
度で構造緩和のための熱処理を行うこととなる。 【００７３】「実施例４」先の実施例３と同等のダイス
切断刃による打ち抜き試験を種々の組成の薄帯試料につ
いて行い、結果を以下の表６に示す。。 【００７４】 「表６」 薄帯試料の組成 熱処理温度 パンチ回数 切断刃 （回） の状況 Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ10 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｃｕ1 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｃｕ1 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ83.5Ｎｂ6Ｂ10Ｃｕ1 ３００℃ １０００００ 〇 Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1 ３００℃、 １０００００ 〇 Ｆｅ86Ｎｂ3.25Ｚｒ3.25Ｂ6.5Ｃｕ1 ３００℃、 １０００００ 〇 上述の結果から、切断刃の状況については１０万回のパ
ンチ回数（打ち抜き回数）においてもバリを発生するこ
となく打ち抜き加工ができたので、加工性について何ら
問題を生じなかった。 【００７５】「実施例５」図５は、Ｆｅ84-x-yＮｂ6.5
Ｂ9.5ＧａxＣｕyなる組成（ただし、ｘ＝０、１、ｙ＝
０、０.１、０.５）の薄帯試料について、液体急冷によ
り薄帯製造後、３００℃で熱処理したものを円環状に打
ち抜き、積層した後、更に図５に示す温度でアニール処
理（熱処理）した場合に得られる透磁率（μ’＝１ｋＨ
ｚ）と保磁力（Ｈｃ）を示すものである。構造緩和を引
き起こす温度３００℃にてアニール処理した後、ｂｃｃ
Ｆｅが析出する温度以上で熱処理した試料は、３０００
０以上の高い透磁率と、５.６Ａ／ｍ以下の低い保磁力
が得られ、良好な軟磁気特性が得られていることが明ら
かである。 【００７６】「実施例６」得られる合金薄帯中のＦｅが
８３.０〜８４.０原子％と、Ｎｂが６.０〜６.５原子％
と、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％〜０.０
５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３、図４に示す合金薄
帯製造装置のるつぼ２３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用のノズル先端部より高速回
転している銅ロール２１の冷却面に吹き出させて急冷す
る液体急冷法を用い、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。 【００７７】次に、得られた各種の合金薄帯に対し、３
００℃で１０分間、構造緩和熱処理を施した後に幅３ｍ
ｍに裁断し、この薄帯から内径１５ｍｍ、外形２５ｍｍ
のトロイダルコアを作成し、続いて昇温速度１８０゜Ｃ
／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度（アニール温度）６
５０゜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、次いで幅１ｍｍの切込部を形成し
てギャップ付きのトロイダルコア磁心を得ることができ
た。このトロイダルコア磁心を製造する際、先の実施例
１の場合と同様に摩耗による砥石使用限界について試験
したが、実施例１の場合と同様に、構造緩和熱処理を施
したものが砥石使用限界が向上するという全く同等の試
験結果が得られた。次に、以下の表７、表８に、先の各
トロイダルコアの製造に用いた合金薄帯の磁気特性につ
いて測定した結果を示す（サンプルＮｏ.１〜Ｎｏ.４
０）。 【００７８】 【表７】【００７９】 【表８】 【００８０】表７、表８に、得られた各種の合金薄帯試
料（サンプルＮｏ.１〜Ｎｏ.４０）の１ｋＨｚにおける
実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度
（Ｂｓ）について測定した結果を示す。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。 【００８１】表７、表８に示した結果から、本発明組成
範囲内においても、Ｆｅが８３.５〜８４原子％と、Ｎ
ｂが６.０〜６.５原子％と、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判明した。この
ことから、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ6.0〜6.5Ｂ9.5〜1 0.0の範
囲の組成であれば、大気中において製造可能であり、し
かも大気中において製造しても優れた軟磁気特性を示す
ことがわかる。 【００８２】次に、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、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ
10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.１７〜１
９の合金薄帯は、大気雰囲気中で製造しても、Ｆｅ84Ｎ
ｂ6Ｂ10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、サンプルＮｏ.１〜４０
のいずれにおいても１.５Ｔ以上得られていることがわ
かる。以上のことから、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ6.0〜6.5Ｂ
9.5〜10.0Ｃｕ0.05〜1.0の範囲の組成であれば、大気中
において製造可能であり、しかも優れた軟磁気特性が得
られることがわかる。 【００８３】また、Ｆｅ84Ｎｂ6Ｂ10なる組成の合金
に、Ｆｅ置換で元素Ｍ’としてＣｕを０.０５〜０.０９
原子％添加し、更に、元素Ｍ’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
Ｎｏ.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
Ｎｏ.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。このことから、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ6.0
〜6.5Ｂ9.5〜10.0Ｍ’0.05Ｃｕ0.05〜1.0の範囲の組成
であれば、大気中において製造可能であり、しかも優れ
た軟磁特性が得られることがわかる。 【００８４】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、Ｎｄ、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。 【００８５】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.２５〜２
７とサンプルＮｏ.２９〜３６の合金薄帯は、１ｋＨｚ
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１.５１
Ｔ以上得られており、サンプルＮｏ.３７〜４０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。 【００８６】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。 【００８７】また、サンプルＮｏ.４〜１９と、サンプ
ルＮｏ.２５〜４０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。これらのことから大気中において製造する
場合の元素Ｍ’のより好ましい添加量は、０.０５原子
％〜０.０８原子％の範囲とすることができると判明し
た。よって、本発明組成の中でも、Ｆｅ83.5〜84Ｎｂ
6.0〜6.5Ｂ9.5〜10.0Ｍ’0.05〜1.0Ｃｕ0.05〜1.0の範
囲の組成であれば、大気中において製造可能であること
がわかる。 【００８８】次に、前述のＮｂを多く含有し、希土類元
素を含有させた組成系の試料のＸ線回折試験結果を図６
に示す。試料の作成には、Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄe な
る組成（e＝０〜０.４原子％）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、溶解した
原料を鋳型に流し込み母合金を得た。ついで、Ｎ2ガス
雰囲気において、合金薄帯製造装置の溶湯ノズル内で上
記母合金を高周波溶解し、得られた合金溶湯を溶湯吹き
出し部先端部分より高速回転している銅ロールの冷却面
に射出して急冷する液体急冷法により合金薄帯を作製す
る際、以下の液体急冷条件１あるいは２に変更して各種
の合金薄帯を得た。これら合金薄帯の組成は、Ｆｅ84Ｎ
ｂ6.85Ｂ9Ｎｄ0.15であった。なお、薄帯中のＮｄ（微
量元素）はエネルギー分散型分光法（ＥＤＳ）にて分析
したものである。以降、薄帯の組成中のＮｄ量は、ＥＤ
Ｓで分析した結果のものである。 【００８９】ここでの液体急冷条件１は、溶湯ノズルの
溶湯吹出部先端部分のギャップ幅０.２ｍｍ、射出温度
１１９０℃（１４６３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐａ
（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−４
０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径２０ｃｍ、ロール回転数３
６００ｒｐｍ、ロール周速度３７.７ｍ／ｓである。 【００９０】液体急冷条件２は、溶湯ノズルの溶湯吹出
部先端部分のギャップ幅０.２５ｍｍ、射出温度１３５
０℃（１６２３Ｋ）、射出圧力８３３００Ｐａ（０.８
５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７９８００Ｐａ（−６０ｃ
ｍＨｇ）、銅ロール外径６０ｃｍ、ロール回転数１４０
０ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたものであ
る。 【００９１】次に、得られた各合金薄帯試料に昇温速度
１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、処理温度３００℃で
保持時間１０分の構造緩和熱処理を施した後、更に前述
と同じ昇温速度で結晶化熱処理温度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１５ｍｍの各種の合金薄帯試料を
得た。液体急冷条件１で得られたものが図６に示す合金
薄帯試料の測定結果であり、液体急冷条件２で得られた
ものが図６に示す合金薄帯試料の測定結果である。これ
らの合金薄帯試料の組成は、ともにＦｅ84Ｎｂ6.85Ｂ9
Ｎｄ0.15であった。 【００９２】図６に示す結果から明らかなように、液体
急冷条件２で製造した合金薄帯は、非晶質に特有のハロ
ーな回折図形と、体心立方晶のＦｅを主成分とするｂｃ
ｃ相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（１１０）面のピークと、（２
００）面のピークが認められることから、非晶質相中に
ｂｃｃ-Ｆｅ相が析出したものであることがわかる。こ
れに対して液体急冷条件１で製造した合金薄帯は、非晶
質に特有のハローな回折図形と、ＦｅとＢの化合物相に
独特の回折図形が認められ、また、体心立方晶に独特の
回折図形が僅かに認められることから、非晶質相中にＦ
ｅ3Ｂの結晶あるいはＦｅ3.5Ｂの結晶が析出し、ｂｃｃ
-Ｆｅ相が僅かに析出したものであることがわかる。こ
れらのことから急冷直後の合金薄帯は、組成が同じもの
であっても、液体急冷条件が異なれば、非晶質相中に析
出する結晶が異なることがわかる。 【００９３】次に、各合金薄帯試料（熱処理後の合金薄
帯試料）の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μ）を測定した結果を図６に併せて示す。 【００９４】図６に示した結果から液体急冷条件１の合
金薄帯試料は、液体急冷条件２の合金薄帯試料に比べて
実効透磁率が高く、保磁力が低いことがわかる。このこ
とから、急冷により非晶質相中にＦｅ3ＢあるいはＦｅ
3.5ＢのようにＦｅとＢの化合物の結晶が析出した複相
組織の合金薄帯を熱処理した実施例の合金薄帯は、急冷
後にＦｅとＢの化合物の結晶が非晶質相中に析出されて
いない合金薄帯を熱処理した合金薄帯試料に比べて軟磁
気特性が優れることがわかる。 【００９５】Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成（ｅ＝０
〜０.４ａｔ％）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。 【００９６】ついで、Ｎ2ガス雰囲気において、合金薄
帯製造装置の溶湯ノズル内で上記母合金を高周波溶解
し、得られた合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分より高
速回転している銅ロールの冷却面に射出して急冷する液
体急冷法により合金薄帯を作製する際、図７に示す以下
の液体急冷条件３〜５に変更して各種の合金薄帯試料を
得た。これら合金薄帯試料の組成はＦｅ84Ｎｂ6.92Ｂ9
Ｎｄ0.08であった。 【００９７】ここでの液体急冷条件３は、溶湯ノズルの
溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０.２ｍｍ、射出
温度１１９０℃（１４６３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐ
ａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−
４０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径２０ｃｍ、ロール回転数
３６００ｒｐｍ、ロール周速度３７.７ｍ／ｓとしたも
のである。 【００９８】液体急冷条件４は、溶湯ノズルの溶湯吹き
出し部先端部分のギャップ幅０.２５ｍｍ、射出温度１
３７５℃（１４６８Ｋ）、射出圧力８３３００Ｐａ
（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７９８００Ｐａ（−
６０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径６０ｃｍ、ロール回転数
１４００ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたも
のである。 【００９９】液体急冷条件５は、溶湯ノズルの溶湯吹き
出し部先端部分のギャップ幅０.２５ｍｍ、射出温度１
３５０℃（１６２３Ｋ）、射出圧力８３３００Ｐａ
（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７９８００Ｐａ（−
６０ｃｍＨｇ）、銅ロール外径６０ｃｍ、ロール回転数
１４００ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたも
のである。 【０１００】次に得られた各種の合金薄帯試料に、昇温
速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、熱処理温度３０
０℃で１０分間構造緩和熱処理し、次いで熱処理温度６
５０゜Ｃ（９２３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は
５分で結晶化熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍ
の各種の合金薄帯試料を得た。図７に示す液体急冷条件
３、４、５でそれぞれ合金薄帯試料を得た。これら合金
薄帯の組成は、Ｆｅ84Ｎｂ6.92Ｂ9Ｎｄ0.08 であった。 【０１０１】図７に、上記の各液体急冷条件３、４、５
で得られた急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6. 92Ｂ9Ｎｄ0.08なる
組成の合金薄帯試料（熱処理前の合金薄帯試料）のＸ線
回折測定の結果を示す。図７に示す結果から明らかなよ
うに液体急冷条件４、５で製造した合金薄帯示試料は、
非晶質に特有のハローな回折図形と、体心立方晶のＦｅ
を主成分とするｂｃｃ相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（１１０）
面のピークと、（２００）面のピークが認められること
から、非晶質相中にｂｃｃ-Ｆｅ相が析出したものであ
ることがわかる。 【０１０２】これに対して液体急冷条件３で製造した合
金薄帯試料は、非晶質に特有のハローな回折図形と、Ｆ
ｅとＢの化合物相に独特の回折図形が認められ、また、
体心立方晶に独特の回折図形が僅かに認められることか
ら、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶あるいはＦｅ3.5Ｂの結
晶が析出したものであることがわかる。これらのことか
ら急冷直後の合金薄帯は、組成が同じものであっても、
液体急冷条件が異なれば、非晶質相中に析出する結晶が
異なることがわかり、磁心としてより好ましい特性を得
るためには、液体急冷条件を調節して非晶質相中にＦｅ
3Ｂの結晶あるいはＦｅ3.5Ｂの結晶を析出させた方がよ
り有利であることがわかった。 【０１０３】次に、先の合金薄帯試料（熱処理後の合金
薄帯試料）の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透
磁率（μ）を測定した結果を図７に合わせて示す。図７
に示した結果から液体急冷条件３の合金薄帯試料は、液
体急冷条件４、５の合金薄帯試料に比べて実効透磁率が
高く、保磁力が低いことがわかる。このことから急冷に
より非晶質相中にＦｅ3ＢあるいはＦｅ3.5ＢのようにＦ
ｅとＢの化合物の結晶が析出した複相組織の合金薄帯を
熱処理した液体急冷条件３の合金薄帯試料は、急冷後に
ＦｅとＢの化合物の結晶が非晶質相中に析出していない
合金薄帯試料を熱処理した液体急冷条件４、５の合金薄
帯に比べて軟磁気特性が優れることがわかる。また、液
体急冷条件３の合金薄帯試料は、Ｎｄの添加量を減少さ
せたことにより、液体急冷条件１の合金薄帯より１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率を高くでき、保磁力を低くできる
ことがわかる。 【０１０４】次に、Ｆｅ84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ9（Ｒ＝Ｙ，
Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｄｙ）なる組成（投入
組成）になるように調製した原料、または、Ｆｅ84Ｎｂ
6.8Ｒ0.2Ｂ9（Ｒ＝Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇ
ｄ）なる組成になるように調製した原料を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。 【０１０５】ついで、Ｎ2ガス雰囲気において、合金薄
帯製造装置の溶湯ノズル内で上記母合金を高周波溶解
し、得られた合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分より高
速回転している銅ロールの冷却面に射出して急冷する液
体急冷法により合金薄帯を作製する際、下記表９に示す
液体急冷条件で作製することにより合金薄帯試料（Ｆｅ
84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ9（Ｒ＝Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓ
ｍ，Ｇｄ，Ｄｙ）なる組成、Ｆｅ84Ｎｂ6.8Ｒ0.2Ｂ
9（Ｒ＝Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｇｄ）なる組成の合
金薄帯試料を得た。これらの合金薄帯試料については、
ＥＤＳにより分析をしておらず、投入組成で記してい
る。なお、ここで各種の合金溶湯を急冷する際は、溶湯
ノズルの溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０.２ｍ
ｍ、射出圧力３９２００Ｐａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、
背圧−５３２００Ｐａ（−４０ｃｍＨｇ）とし、銅ロー
ルとしては外径２０ｃｍのものを用いた。 【０１０６】 【表９】 【０１０７】 【表１０】【０１０８】表１０中、ａｍｏｒ．は非晶質相を示し、
ｂｃｃ（２００）はｂｃｃ-Ｆｅ相の（２００）面を示
す。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０゜
Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、３００℃で１０分間の構造緩
和熱処理を施した後、更に表１０に示す結晶化熱処理温
度Ｔａまでの昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、上記熱処理温度Ｔａでの保持時間５分で熱処理を
行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの各種の合金薄帯試料
を得た。 【０１０９】また、比較のためにＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組
成になるように調製した原料を用いる以外は、先の場合
と同様の液体急冷条件で合金薄帯を得、結晶化熱処理温
度Ｔａの６７５℃（９４８Ｋ）までの昇温速度１８０゜
Ｃ／分（１８０Ｋ／分）、上記熱処理温度Ｔａでの保持
時間５分で結晶化熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５
ｍｍの合金薄帯（Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成）を得た。 【０１１０】図８に、上記の各液体急冷条件で得られた
急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ9（Ｒ＝Ｙ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｎｄ，Ｓｍ）なる組成の合金薄帯試料（熱処理前の
合金薄帯試料）、Ｆｅ84Ｎｂ6.8Ｒ0.2Ｂ9（Ｒ＝Ｐｒ）
なる組成の合金薄帯試料（熱処理前の合金薄帯試料）
と、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料（熱処理
前）のＸ線回折測定の結果を示す。また、表１０に、Ｆ
ｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料およびＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の合金にＮｂ置換でＹまたは希土類元素
（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｇｄ，Ｄｙ）を添加
した各種合金薄帯試料の組成と、急冷直後の合金薄帯試
料の構造をＸ線回折により調べた結果を示す。 【０１１１】図８から明らかなように、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9
なる組成の急冷直後の合金薄帯試料は、非晶質に特有の
ハローな回折図形と、体心立方晶のＦｅを主成分とする
ｂｃｃ相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（２００）面のピークが認
められることから、非晶質相中にｂｃｃ-Ｆｅ相が析出
したものであることがわかる。これに対してＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の合金にＮｂ置換でＹまたは希土類元素
（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ）を添加した急冷直後
の各種合金薄帯試料は、非晶質に特有のハローな回折図
形と、ＦｅとＢの化合物相に独特の回折図形（４７.５
°付近から５７.５°付近にかけてできたピーク形状が
左右非対称）が認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結
晶、あるいはＦｅ3.5Ｂの結晶が析出したものであるこ
とがわかる。また、Ｆｅ84Ｎｂ6。9Ｓｍ0.1Ｂ9の組成の
急冷直後の合金薄帯試料は、体心立方晶に独特の回折図
形が僅かに認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶ある
いはＦｅ3.5Ｂの結晶以外にｂｃｃ-Ｆｅ相も析出してい
ることがわかる。 【０１１２】さらに、表１０から明らかなようにＦｅ84
Ｎｂ7Ｂ9なる組成の急冷直後の合金薄帯試料は、Ｆｅ3
Ｂの結晶の析出は認められないが、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる
組成の合金にＮｂ置換でＹまたは希土類元素（Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ）を添加した急冷直後の合金薄帯
は、いずれもＦｅ3Ｂの結晶の析出が認められ、非晶質
相とＦｅ3Ｂの結晶の複相組織から構成されていること
がわかる。これらのことからＦｅ-Ｎｂ-Ｂ系の合金にＮ
ｂ置換でＹまたは希土類元素を添加した合金溶湯は、急
冷によりＦｅ3Ｂの結晶が析出し易いことがわかる。 【０１１３】次に、前記熱処理後の合金薄帯試料と熱処
理後の合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率（μ）を測定した結果を図８に合わせて示
す。また、表９に示す組成の熱処理後の合金薄帯試料
と、熱処理後の合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率（μ）を測定した結果と、Ｂ10と
残留磁束密度Ｂｒを測定した結果を表１０に合わせて示
す。ここでのＢ10は、１０ Ｏｅ（８００Ａ／ｍ）の印
加磁場中での磁束密度である。 【０１１４】図８と表１０に示した結果からＦｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料の実効透磁率は、３４６０
０であり、保磁力は６.４Ａ／ｍであることがわかる。
これに対して他の合金薄帯試料は、いずれも実効透磁率
が３７３００以上であり、保磁力は５.０４Ａ／ｍ以下
であり、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料に比べ
て実効透磁率が高く、保磁力が低いことがわかる。ま
た、Ｆｅ84Ｎｂ6.8Ｎｄ0 .2Ｂ9なる組成の合金薄帯試料
の保磁力は、４.３２Ａ／ｍであり、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9な
る組成の合金薄帯試料に比べて保磁力が低いことがわか
る。また、各例の合金薄帯試料のＢ10は、１.５３〜１.
５６Ｔの範囲であり、十分大きい飽和磁束密度が得られ
ている。このことからＦｅ-Ｎｂ-Ｂ系の合金にＮｂ置換
でＹまたは希土類元素を添加した合金溶湯を用いた合金
薄帯試料のものは、急冷により非晶質相中にＦｅ3Ｂの
ようにＦｅとＢの化合物の結晶が析出した複相組織の合
金となっており、これを構造緩和熱処理し、続いて結晶
化熱処理することにより、軟磁気特性が優れたものが得
られることがわかる。 【０１１５】Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０〜
０.４ａｔ％（原子％））になるように調製した原料を
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。ついで、Ｎ2ガス雰囲気におい
て、合金薄帯製造装置の溶湯ノズル内で上記母合金を高
周波溶解し、得られた合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部
分より高速回転している銅ロールの冷却面に射出して急
冷する液体急冷法により合金薄帯を作製する際、下記の
液体急冷条件６〜１３で作製することにより各種の合金
薄帯を得た。これら合金薄帯の組成は、Ｆｅ84Ｎｂ7-e
Ｂ9Ｎｄe（ｅ＝０、０.０４、０.０８、０.１５、０.１
９原子％）であった。なお、薄帯中のＮｄ（微量元素）
はＥＤＳにて分析したものである。 【０１１６】液体急冷条件６〜９においては、溶湯ノズ
ルの溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０．２ｍｍ、
銅ロール外径２０ｃｍとした。また、液体急冷条件６で
は射出温度１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２
００Ｐａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐ
ａ（−４０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、
ロール周速度３８ｍ／ｓとし、液体急冷条件７では射出
温度１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐ
ａ（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−
４０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、ロール
周速度３７.７ｍ／ｓとし、液体急冷条件８では射出温
度１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐａ
（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−４
０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、ロール周
速度３７.７ｍ／ｓとし、液体急冷条件９では射出温度
１２００℃（１４７３Ｋ）、射出圧力３９２００Ｐａ
（０.４ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−５３２００Ｐａ（−４
０ｃｍＨｇ）、ロール回転数３６００ｒｐｍ、ロール周
速度３７.７ｍ／ｓとしたものである。 【０１１７】液体急冷条件１０〜１３においては、溶湯
ノズルの溶湯吹き出し部先端部分のギャップ幅０.２５
ｍｍ、銅ロール外径６０ｃｍとした。また、液体急冷条
件１０では射出温度１３５０℃（１６２３Ｋ）、 射出
圧力６８６００Ｐａ（０.７ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７
９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）、ロール回転数１２０
０ｒｐｍ、ロール周速度３７.７ｍ／ｓとし、液体急冷
条件１１では射出温度１３００℃（１５７３Ｋ）、射出
圧力８３３００Ｐａ（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−
７９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）、ロール回転数１２
５０ｒｐｍ、ロール周速度３９.３ｍ／ｓとし、液体急
冷条件１２では射出温度１３５０℃（１６２３Ｋ）、射
出圧力７３５００Ｐａ（０.７５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧
−７９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）、ロール回転数１
３００ｒｐｍ、ロール周速度４０.８とし、液体急冷条
件１３では射出温度１３５０℃（１６２３Ｋ）、射出圧
力８３３００Ｐａ（０.８５ｋｇｆ／ｃｍ2）、背圧−７
９８００Ｐａ（−６０ｃｍＨｇ）ロール回転数１４００
ｒｐｍ、ロール周速度４４.０ｍ／ｓとしたものであ
る。 【０１１８】次に、得られた各種の合金薄帯に、３００
℃で１０分間の構造緩和熱処理を施し、更に下記の熱処
理温度Ｔａまでの昇温速度１８０゜Ｃ／分（１８０Ｋ／
分）、下記の結晶化熱処理温度Ｔａでの保持時間５分で
結晶化熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの各種
の合金薄帯（Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０、
０.０４、０.０８、０.１５原子％）を得た。ここでの
熱処理温度Ｔａとしては、Ｎｄの添加量が０ａｔ％のも
のは、６７５℃（９４８Ｋ）、Ｎｄの添加量が０.０４
ａｔ％のものは、７００℃（９７３Ｋ）、Ｎｄの添加量
が０.０８ａｔ％のものは、７００℃（９７３Ｋ）、Ｎ
ｄの添加量が０.１５ａｔ％のものは、７００℃（９７
３Ｋ）とした。 【０１１９】図９に、液体急冷条件６〜９で得られた急
冷直後のＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０、０.
０４、０.０８、０.１５原子％）の合金薄帯試料（熱処
理前の合金薄帯試料）のＸ線回折測定の結果を示す。ま
た、図９に合金溶湯を上記急冷条件で急冷したときに結
晶が析出したときの結晶化温度Ｔx1を合わせて示す。図
１０に、液体急冷条件１０〜１３で得られた急冷直後の
Ｆｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成(ｅ＝０、０.０４、０.
０８、０.１５原子％）の合金薄帯試料（熱処理前の合
金薄帯試料）のＸ線回折測定の結果を示す。また、図１
０に合金溶湯を上記急冷条件で急冷したときに結晶が析
出したときの結晶化温度Ｔx1を合わせて示す。 【０１２０】図１０から明らかなように液体急冷条件１
０〜１３で得られた合金薄帯は、非晶質に特有のハロー
な回折図形と、体心立方晶のＦｅを主成分とするｂｃｃ
相（ｂｃｃ-Ｆｅ）の（１１０）面のピークと（２０
０）面のピークが認められることから、非晶質相中にｂ
ｃｃ-Ｆｅ相が析出したものであることがわかる。ま
た、液体急冷条件１０〜１３で得られた合金薄帯は、Ｆ
ｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金にＮｂ置換で添加するＮｄ
の添加量を増加させると、ｂｃｃ-Ｆｅ相の（１１０）
面と（２００）面のピークが大となっている。また、液
体急冷条件１０〜１３で得られた合金薄帯は、いずれも
結晶析出温度Ｔx1が５０３℃（７７６Ｋ）と同じ値であ
る。 【０１２１】一方、図９から明らかなように液体急冷条
件８〜９で得られた合金薄帯は、非晶質に特有のハロー
な回折図形と、ＦｅとＢの化合物相に独特の回折図形
（４７.５°から５７.５°付近にできたピーク形状が左
右非対称）が認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶が
析出したものであることがわかる。また、急冷条件８、
９の合金薄帯試料は、体心立方晶に独特の回折図形が僅
かに認められ、非晶質相中にＦｅ3Ｂの結晶以外にｂｃ
ｃ-Ｆｅ相の（１１０）面のピークや（２００）面のピ
ークも析出していることがわかる。また、液体急冷条件
６〜９で得られた合金薄帯試料は、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる
組成の合金にＮｂ置換で添加するＮｄの添加量を増加さ
せると、Ｆｅ3Ｂの結晶の析出を示すのピークが大とな
っており、また、Ｎｄの添加量の増加に伴って結晶析出
温度Ｔx1が低くなっていることがわかる。これらのこと
から合金薄帯試料は、組成が同じものであっても、液体
急冷条件が異なれば、非晶質相中に析出する結晶が異な
り、また、結晶化温度も異なることがわかる。 【０１２２】次に、液体急冷条件６〜９で得られたＦｅ
84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成（ｅ＝０、０.０４、０.０
８、０.１５原子％）の合金薄帯の熱処理後の保磁力
（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ）を測定し
た結果を図９に合わせて示すまた、液体急冷条件１０〜
１３で得られたＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeなる組成（ｅ＝
０、０.０４、０.０８、０.１５原子％）の合金薄帯の
熱処理後の保磁力（Ｈｃ）と１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μ）を測定した結果を図１０に合わせて示す。 【０１２３】図９、１０に示した結果から液体急冷条件
１０〜１３で得られた合金薄帯に熱処理を施したもの
は、Ｎｄの添加量が増えると、実効透磁率が低下し、保
磁力が高くなっていることがわかる。これに対して急冷
条件６〜９で得られた合金薄帯に熱処理を施したもの
は、Ｎｄの添加量が増えると実効透磁率を高くでき、保
磁力を低くでき、急冷条件１０〜１３で得られた合金薄
帯に熱処理を施したものより、軟磁気特性が優れている
ことがわかる。このように急冷条件８、９の合金薄帯に
熱処理を施したものが軟磁気特性が優れるのは、Ｆｅ-
Ｎｂ-Ｂ系の合金にＮｂ置換で添加するＮｄが増加する
と、急冷条件によっては非晶質相中にＦｅ3Ｂのように
ＦｅとＢの化合物の結晶が析出し、このＦｅとＢの化合
物がｂｃｃ-Ｆｅの結晶の核の生成を促進させて、ｂｃ
ｃ-Ｆｅの結晶粒を十分微細化するために、結晶析出温
度Ｔx1 が下がり、熱処理により析出する微細なｂｃｃ-
Ｆｅの結晶が多くなり、軟磁気特性を向上できるものと
考えられる。 【０１２４】 【発明の効果】以上説明したように本発明は、Ｆｅ基合
金溶湯を急冷して非晶質合金薄帯を形成し、その後、構
造緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、磁心の
形状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて熱処理
するので、微結晶を析出させる熱処理温度よりも低い温
度範囲で行う構造緩和を引き起こすための熱処理を施す
ことで、材料のねばさを減少させ、材料として適度に脆
くすることで機械加工工具の摩擦を減少させる。これに
より機械加工性、例えば、打ち抜き性を向上させ、切断
加工時の切断工具の寿命を延ばし、砥石加工時の砥石の
寿命を長くすることができる。 【０１２５】次に、本発明の製造方法において、前記結
晶相としてｂｃｃ-Ｆｅ、Ｆｅ3Ｓｉ、Ｆｅ3Ｂのうちか
ら選択される少なくとも１種以上であるものを採用する
ことができる。これらの結晶相が析出することで軟磁気
特性が著しく向上する。 【０１２６】本発明の製造方法において、前記板厚とし
て１μｍ以上、１００μｍ以下であるものを採用するこ
とができる。この範囲の厚さであるならば、非晶質単相
のものを容易に得ることができ、この非晶質単相のもの
に構造緩和を引き起こす熱処理を施すことで機械加工
性、例えば、打ち抜き性を向上させ、切断加工時の切断
工具の寿命を延ばし、砥石加工時の砥石の寿命を長くす
ることができる。更に、このような厚さ範囲において、
厚い薄帯であるならば、後述するようにトロイダル巻す
る場合、あるいは積層磁心とする場合に磁性体部分の占
有率を向上させることできるが、逆に薄い薄帯であれ
ば、高周波域におけるうず電流損失を低減させるという
ように、用途に応じて使い分けができる。 【０１２７】本発明において、急冷により得た合金薄帯
として、一部結晶相が析出した状態のものでも構造緩和
を引き起こす熱処理を施すことで材料のねばさを減少さ
せ、材料として適度に脆くすることで機械加工工具の摩
擦を減少させる。これにより機械加工性、例えば、打ち
抜き性を向上させ、切断加工時の切断工具の寿命を延ば
し、砥石加工時の砥石の寿命を長くすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は本発明に係る磁心を製造するために用
いる薄帯を減圧雰囲気中で製造するための装置の一例を
示す構成図である。 【図２】 図２はトロイダル形状の磁心を製造するため
の工程の一例を示すもので、図２Ａは薄帯を巻回した状
態を示す斜視図、図２Ｂはトロイダルコアに切込を形成
した状態を示す斜視図、図２Ｃはトロイダルコアをケー
スに収納した状態を示す斜視図、図２Ｄはトロイダルコ
ア入りのケースに巻線を施した状態を示す斜視図、図２
Ｅはチップコアとした状態を示す図である。 【図３】 図３は不活性ガスフロー中において本発明に
係る磁心を製造するために用いる装置の一例を示すもの
で、図３Ａは装置の側面図、図３Ｂは側面図を示す図で
ある。 【図４】 図４は図３に示す製造装置の一例の要部断面
と接続配管の一例を示す図である。 【図５】 図５は実施例で得られたＦｅ84-x-yＮｂ6.5
Ｂ9.5ＧａxＣｕyなる組成の薄帯試料の保磁力と透磁率
のアニール温度依存性を示す図である。 【図６】 図６は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.85Ｂ9Ｎｄ
0.15なる組成（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料のＸ線回
折結果と、これらの合金薄帯試料の熱処理後の磁気特性
を示す図である。 【図７】 図７は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.92Ｂ9Ｎｄ
0.08なる組成（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料のＸ線回
折測定の結果と、これらの合金薄帯試料の熱処理後の磁
気特性を示す図である。 【図８】 図８は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ
9（Ｒ＝Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ）なる組成（投入
組成）の合金薄帯試料、急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6. 8Ｒ0.2
Ｂ9（Ｒ＝Ｐｒ）なる組成（投入組成）の合金薄帯試料
と、急冷直後のＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料
のＸ線回折結果と、こらの合金薄帯試料の熱処理後の磁
気特性を示す図である。 【図９】 図９は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeな
る組成(ｅ＝０、０.０４、０.０８、０.１５原子％）
（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料（熱処理前の合金薄帯
試料）のＸ線回折測定の結果と、これらの合金薄帯試料
の熱処理後の磁気特性を示す図である。 【図１０】 図１０は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄ
eなる組成(ｅ＝０、０.０４、０.０８、０.１５原子
％）（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料（熱処理前の合金
薄帯試料）のＸ線回折測定の結果と、これらの合金薄帯
試料の熱処理後の磁気特性を示す図である。 【符号の説明】 ３、２１・・・冷却ロール、５、２２・・・溶湯ノズル（溶湯
射出用ノズル）、６、２３・・・るつぼ。
いる薄帯を減圧雰囲気中で製造するための装置の一例を
示す構成図である。 【図２】 図２はトロイダル形状の磁心を製造するため
の工程の一例を示すもので、図２Ａは薄帯を巻回した状
態を示す斜視図、図２Ｂはトロイダルコアに切込を形成
した状態を示す斜視図、図２Ｃはトロイダルコアをケー
スに収納した状態を示す斜視図、図２Ｄはトロイダルコ
ア入りのケースに巻線を施した状態を示す斜視図、図２
Ｅはチップコアとした状態を示す図である。 【図３】 図３は不活性ガスフロー中において本発明に
係る磁心を製造するために用いる装置の一例を示すもの
で、図３Ａは装置の側面図、図３Ｂは側面図を示す図で
ある。 【図４】 図４は図３に示す製造装置の一例の要部断面
と接続配管の一例を示す図である。 【図５】 図５は実施例で得られたＦｅ84-x-yＮｂ6.5
Ｂ9.5ＧａxＣｕyなる組成の薄帯試料の保磁力と透磁率
のアニール温度依存性を示す図である。 【図６】 図６は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.85Ｂ9Ｎｄ
0.15なる組成（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料のＸ線回
折結果と、これらの合金薄帯試料の熱処理後の磁気特性
を示す図である。 【図７】 図７は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.92Ｂ9Ｎｄ
0.08なる組成（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料のＸ線回
折測定の結果と、これらの合金薄帯試料の熱処理後の磁
気特性を示す図である。 【図８】 図８は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6.9Ｒ0.1Ｂ
9（Ｒ＝Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ）なる組成（投入
組成）の合金薄帯試料、急冷直後のＦｅ84Ｎｂ6. 8Ｒ0.2
Ｂ9（Ｒ＝Ｐｒ）なる組成（投入組成）の合金薄帯試料
と、急冷直後のＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の合金薄帯試料
のＸ線回折結果と、こらの合金薄帯試料の熱処理後の磁
気特性を示す図である。 【図９】 図９は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄeな
る組成(ｅ＝０、０.０４、０.０８、０.１５原子％）
（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料（熱処理前の合金薄帯
試料）のＸ線回折測定の結果と、これらの合金薄帯試料
の熱処理後の磁気特性を示す図である。 【図１０】 図１０は急冷直後のＦｅ84Ｎｂ7-eＢ9Ｎｄ
eなる組成(ｅ＝０、０.０４、０.０８、０.１５原子
％）（ＥＤＳ分析値）の合金薄帯試料（熱処理前の合金
薄帯試料）のＸ線回折測定の結果と、これらの合金薄帯
試料の熱処理後の磁気特性を示す図である。 【符号の説明】 ３、２１・・・冷却ロール、５、２２・・・溶湯ノズル（溶湯
射出用ノズル）、６、２３・・・るつぼ。
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フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｈ０１Ｆ 27/24 Ｈ０１Ｆ 41/02 Ａ
27/25 1/14 Ｃ
41/02 27/24 Ｃ
Ｂ
Ｆターム(参考） 4E004 DB02 TA01 TA02 TA03 TB04
5E041 AA11 AA19 BD03 CA02 HB11
NN01 NN06
5E062 AA02 AB01 AB15
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１ 】 Ｆｅ基合金溶湯を急冷することにより
板厚１〜１０００μｍの非晶質合金薄帯を形成し、構造
緩和を引き起こす温度にて熱処理を行った後、磁心の形
状に加工を行い、結晶化温度より高い温度にて熱処理す
ることで、少なくとも５０％以上の組織中に平均結晶粒
径５０ｎｍ以下である結晶質相を生成させ、残部非晶質
相とすることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金磁心の製造
方法。 【請求項２ 】 前記結晶相がｂｃｃＦｅ、Ｆｅ3Ｂのう
ちから選択される少なくとも１種以上であることを特徴
とする請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方
法。 【請求項３ 】 前記板厚が１μｍ以上、１００μｍ以
下であることを特徴とする請求項１または２に記載のＦ
ｅ基軟磁性合金磁心の製造方法。 【請求項４ 】 Ｆｅ基軟磁性合金溶湯を急冷すること
により、板厚１μｍ以上、１００μｍ以下の非晶質合金
薄帯を形成し、構造緩和を引き起こす温度であって、か
つ、結晶が析出する温度よりも高い温度にて熱処理を行
い、少なくとも５０％以上の組織中に平均結晶粒径５０
ｎｍ以下である結晶相を形成させ、磁心の形状に加工す
ることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方法。 【請求項５ 】 前記結晶相はｂｃｃＦｅ、Ｆｅ3Ｂのう
ちから選ばれる少なくとも１種以上であることを特徴と
する請求項４に記載のＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方
法。 【請求項６ 】 前記板厚が１μｍ以上、１００μｍ以
下であることを特徴とする請求項４または５に記載のＦ
ｅ基軟磁性合金磁心の製造方法。 【請求項７ 】 前記急冷が不活性ガスフロー中、また
は、大気中のいずれか１つで行われ、前記Ｆｅ基合金の
溶湯を回転する金属ロール上にノズルから噴出させて行
うものであることを特徴とする請求項１〜８のいずれか
に記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法。 【請求項８ 】 前記Ｆｅ基合金溶湯は、下記組成式を
満足するものであることを特徴とする請求項１〜９のい
ずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金磁心の製造方法。 （Ｆｅ1-aＣｏa）100-X-Y-ZＭXＭ’YＭ’’ZＸtＢw ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｍｎのうち１種または２種以上、Ｍ’はＡｌ、
Ｇｅ、Ｇａ、Ｃｕ、Ｙを含む希土類元素のうち１種また
は２種以上、Ｍ’’はＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、
Ｏｓ、Ｐｒのうち１種または２種以上、ＸはＰ、Ｃ、Ｓ
ｉのうち１種または２種以上であり、組成比を示すa、
x、y、z、t、wは、０≦a≦０.０５、１原子％≦x≦３０
原子％、０≦y≦１０原子％、０≦z≦５原子％、０≦t
≦１０原子％、０.５≦w≦２０原子％である。 【請求項９ 】 組成比を示すa、x、y、z、t、wが、a＝
０、t＝０、３原子％≦x≦１０原子％、０.０１原子％
≦y≦１原子％、５原子％≦w≦１５原子％であることを
特徴とする請求項８に記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方
法。 【請求項１０】 組成比を示すa、x、y、z、t、wが、a
＝０、y＝０、t＝０、３原子％≦x≦１０原子％、５原
子％≦w≦１５原子％であることを特徴とする請求項８
に記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法。。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000237551A JP2002053939A (ja) | 2000-08-04 | 2000-08-04 | Ｆｅ基軟磁性合金磁心の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000237551A JP2002053939A (ja) | 2000-08-04 | 2000-08-04 | Ｆｅ基軟磁性合金磁心の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002053939A true JP2002053939A (ja) | 2002-02-19 |
Family
ID=18729392
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000237551A Withdrawn JP2002053939A (ja) | 2000-08-04 | 2000-08-04 | Ｆｅ基軟磁性合金磁心の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002053939A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103117154A (zh) * | 2013-03-06 | 2013-05-22 | 安泰科技股份有限公司 | 逆变焊机电源变压器纳米晶铁芯及其制备方法 |
| JP2017099157A (ja) * | 2015-11-25 | 2017-06-01 | パナソニックＩｐマネジメント株式会社 | 磁性板の積層体及びモータ |
| JP6245391B1 (ja) * | 2017-01-30 | 2017-12-13 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金および磁性部品 |
| JP6245390B1 (ja) * | 2017-01-30 | 2017-12-13 | Tdk株式会社 | 軟磁性合金および磁性部品 |
| JP7429078B1 (ja) | 2023-07-21 | 2024-02-07 | Ｈｉｌｌｔｏｐ株式会社 | 鉄基結晶合金の製造方法 |
-
2000
- 2000-08-04 JP JP2000237551A patent/JP2002053939A/ja not_active Withdrawn
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