JP2002155348A - 軟磁性合金 - Google Patents
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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- 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、低鉄損及び高透磁率で、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提供
する。 【解決手段】 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１００ｎｍ以下のｂｃｃ
相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合
金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以上
の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍ
と、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ
（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子％以上１２
原子％以下の範囲であることを特徴とする軟磁性合金を
採用する。
き、低鉄損及び高透磁率で、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提供
する。 【解決手段】 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１００ｎｍ以下のｂｃｃ
相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合
金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以上
の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍ
と、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ
（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子％以上１２
原子％以下の範囲であることを特徴とする軟磁性合金を
採用する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軟磁性合金に関す
るものであり、特に、柱上トランス、磁気ヘッド、チョ
ークコイル、磁気センサ等の磁心に用いて好適な軟磁性
合金に関する。
るものであり、特に、柱上トランス、磁気ヘッド、チョ
ークコイル、磁気センサ等の磁心に用いて好適な軟磁性
合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気ヘッド、トランス、チョークコイル
等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求される
諸特性は以下の通りである。 飽和磁束密度が高いこと。透磁率が高いこと。低
保磁力であること。薄い形状が得やすいこと。また、
磁気ヘッドに対し、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、Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ合
金、Ｎｉ-Ｆｅ合金、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、Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ合
金、Ｎｉ-Ｆｅ合金、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Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ合金は、
軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が約１.１
Ｔ（テスラ）と低い欠点があり、Ｎｉ-Ｆｅ合金も同様
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。
軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が約１.１
Ｔ（テスラ）と低い欠点があり、Ｎｉ-Ｆｅ合金も同様
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鉄損は、周
波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔで０．２〜０．３Ｗ／
ｋｇ程度であり、鉄損をさらに低くしたいという要望が
あった。また、トランスの小型化のために飽和磁束密度
を更に高めたいという要望もあった。
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鉄損は、周
波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３Ｔで０．２〜０．３Ｗ／
ｋｇ程度であり、鉄損をさらに低くしたいという要望が
あった。また、トランスの小型化のために飽和磁束密度
を更に高めたいという要望もあった。
【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】ところが、近年、トランス、チョークコイ
ルの場合、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お
り、特に柱上トランスの場合は電力エネルギーの節約の
ために、より低鉄損な軟磁性合金が望まれている。また
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い
る。これらの要望に対応するには上記Ｆｅ系軟磁性合金
よりも低鉄損で透磁率が高く、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
望まれているが、このような軟磁性合金は未だ実用化さ
れていなかった。
ルの場合、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お
り、特に柱上トランスの場合は電力エネルギーの節約の
ために、より低鉄損な軟磁性合金が望まれている。また
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い
る。これらの要望に対応するには上記Ｆｅ系軟磁性合金
よりも低鉄損で透磁率が高く、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
望まれているが、このような軟磁性合金は未だ実用化さ
れていなかった。
【０００７】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、コスト面で問題があった。
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、コスト面で問題があった。
【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、低鉄損及び高透磁率で、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
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、低鉄損及び高透磁率で、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
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。本発明の軟磁性
合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主
相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であ
り、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以上の元素
Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍと、
Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ（リ
ン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子％以上１２原子
％以下の範囲であることを特徴とする。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明の軟磁性
合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主
相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であ
り、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以上の元素
Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍと、
Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ（リ
ン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子％以上１２原子
％以下の範囲であることを特徴とする。
【００１０】上記の軟磁性合金は、磁性を担う前記元素
Ｔと、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質
形成能を有する前記元素Ｍ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、及び熱処理工程
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
制する効果がある前記元素Ｘと、非晶質形成能を高め、
結晶組織の粗大化を防ぎ、熱処理工程において化合物相
の生成を抑制するととともに合金自体の比抵抗を高める
Ｐ（リン）とを必須として含むので、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））の結晶粒が多数析出し、結晶磁気
異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により
平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって
透磁率を高くできる。またＰを０．１〜１２原子％の範
囲で含むので、合金の比抵抗を高めることができ、渦電
流の発生が少なくなって鉄損を低減できる。
Ｔと、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質
形成能を有する前記元素Ｍ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、及び熱処理工程
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
制する効果がある前記元素Ｘと、非晶質形成能を高め、
結晶組織の粗大化を防ぎ、熱処理工程において化合物相
の生成を抑制するととともに合金自体の比抵抗を高める
Ｐ（リン）とを必須として含むので、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））の結晶粒が多数析出し、結晶磁気
異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により
平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって
透磁率を高くできる。またＰを０．１〜１２原子％の範
囲で含むので、合金の比抵抗を高めることができ、渦電
流の発生が少なくなって鉄損を低減できる。
【００１１】また、本発明の軟磁性合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶
粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から
選択される１以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択され
る１以上の元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、元素Ｍの組
成比が４原子％以上１０原子％以下の範囲であり、Ｐの
組成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範囲である
ことを特徴とする。
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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶
粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から
選択される１以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択され
る１以上の元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、元素Ｍの組
成比が４原子％以上１０原子％以下の範囲であり、Ｐの
組成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範囲である
ことを特徴とする。
【００１２】係る軟磁性合金によれば、元素Ｍ及びＰの
組成比を上記の組成範囲に限定することにより、透磁率
を向上できる。
組成比を上記の組成範囲に限定することにより、透磁率
を向上できる。
【００１３】また、本発明の軟磁性合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶
粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から
選択される１以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択され
る１以上の元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、元素Ｍの組
成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であり、Ｐの組
成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範囲であるこ
とを特徴とする。
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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶
粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から
選択される１以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択され
る１以上の元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、元素Ｍの組
成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であり、Ｐの組
成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範囲であるこ
とを特徴とする。
【００１４】係る軟磁性合金によれば、元素Ｍ及びＰの
組成比を上記の組成範囲に限定することにより、透磁率
を向上できるとともに、保磁力を低くすることができ
る。
組成比を上記の組成範囲に限定することにより、透磁率
を向上できるとともに、保磁力を低くすることができ
る。
【００１５】また、本発明の軟磁性合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶
粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から
選択される１以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択され
る１以上の元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、元素Ｍの組
成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であり、Ｐの組
成比が０．５原子％以上１０原子％以下の範囲であるこ
とを特徴とする。
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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶
粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍ
ｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から
選択される１以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択され
る１以上の元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、元素Ｍの組
成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であり、Ｐの組
成比が０．５原子％以上１０原子％以下の範囲であるこ
とを特徴とする。
【００１６】係る軟磁性合金によれば、元素Ｍ及びＰの
組成比を上記の組成範囲に限定することにより、透磁率
を向上できるとともに、鉄損及び保磁力を低くし、飽和
磁束密度を高めることができる。
組成比を上記の組成範囲に限定することにより、透磁率
を向上できるとともに、鉄損及び保磁力を低くし、飽和
磁束密度を高めることができる。
【００１７】また、本発明の軟磁性合金は、先に記載の
軟磁性合金であって、下記の組成式で示されることを特
徴とする。 Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ
≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ
≦１４である。
軟磁性合金であって、下記の組成式で示されることを特
徴とする。 Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ
≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ
≦１４である。
【００１８】係る軟磁性合金によれば、元素Ｔ、元素
Ｍ、元素Ｘ及びＰの組成比を上記の組成範囲に限定する
ことにより、透磁率を向上できる。また、元素ＸとＰの
合計量（ｂ＋ｃ）を上記の範囲に限定することによっ
て、Ｐを、元素Ｔの量を減少させることなく元素Ｘ置換
で添加することになり、磁性を担う元素Ｔの量を減らす
ことなく飽和磁束密度を高く維持できる。また、安価な
Ｐを元素Ｘ置換で添加することにより、元素Ｘの量が低
下しても合金の非晶質形成能が低下せず、また透磁率を
向上させることができ、合金のコストダウンを図ること
ができる。また、上記の軟磁性合金を製造するための合
金溶湯においては、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆといった非常に酸
化しやすい元素の濃度を１原子％以下にすれば、不活性
ガス雰囲気のみならず、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、材料の
酸化に起因する溶融ノズル詰まりを防止できる。
Ｍ、元素Ｘ及びＰの組成比を上記の組成範囲に限定する
ことにより、透磁率を向上できる。また、元素ＸとＰの
合計量（ｂ＋ｃ）を上記の範囲に限定することによっ
て、Ｐを、元素Ｔの量を減少させることなく元素Ｘ置換
で添加することになり、磁性を担う元素Ｔの量を減らす
ことなく飽和磁束密度を高く維持できる。また、安価な
Ｐを元素Ｘ置換で添加することにより、元素Ｘの量が低
下しても合金の非晶質形成能が低下せず、また透磁率を
向上させることができ、合金のコストダウンを図ること
ができる。また、上記の軟磁性合金を製造するための合
金溶湯においては、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆといった非常に酸
化しやすい元素の濃度を１原子％以下にすれば、不活性
ガス雰囲気のみならず、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、材料の
酸化に起因する溶融ノズル詰まりを防止できる。
【００１９】また、本発明の軟磁性合金は、先に記載の
軟磁性合金であって、下記の組成式で示されるものであ
っても良い。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＰcＲＥd 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、４≦ａ≦
１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦
１４、０＜ｄ≦５である。
軟磁性合金であって、下記の組成式で示されるものであ
っても良い。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＰcＲＥd 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、４≦ａ≦
１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦
１４、０＜ｄ≦５である。
【００２０】更に本発明の軟磁性合金は、先に記載の軟
磁性合金であって、下記の組成式で示されるものであっ
ても良い。 Ｔ100-a-b-c-eＭaＸbＰcＧａe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは原子％で、４
≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ
＋ｃ≦１４、０＜ｅ≦５である。
磁性合金であって、下記の組成式で示されるものであっ
ても良い。 Ｔ100-a-b-c-eＭaＸbＰcＧａe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは原子％で、４
≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ
＋ｃ≦１４、０＜ｅ≦５である。
【００２１】また、上記の組成比を示すａ、ｂ、ｃの範
囲は、原子％で４≦ａ≦９、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ
≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦１２であることがより好ましい。
元素ＸとＰの合計量（ｂ＋ｃ）を１２原子％以下とする
ことにより、保磁力を低くするとともに飽和磁束密度を
高くできる。
囲は、原子％で４≦ａ≦９、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ
≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦１２であることがより好ましい。
元素ＸとＰの合計量（ｂ＋ｃ）を１２原子％以下とする
ことにより、保磁力を低くするとともに飽和磁束密度を
高くできる。
【００２２】更に、上記組成比を示すａ、ｂ、ｃの範囲
は、原子％で４≦ａ≦９、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦
１０、７≦ｂ＋ｃ≦１０であることが更に好ましい。元
素ＸとＰの合計量（ｂ＋ｃ）を７原子％以上１０原子％
以下とすることにより、透磁率を高くするとともに鉄損
を大幅に低減できる。
は、原子％で４≦ａ≦９、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦
１０、７≦ｂ＋ｃ≦１０であることが更に好ましい。元
素ＸとＰの合計量（ｂ＋ｃ）を７原子％以上１０原子％
以下とすることにより、透磁率を高くするとともに鉄損
を大幅に低減できる。
【００２３】また、上記の組成比を示すｄは原子％で、
０＜ｄ≦１の範囲であることが好ましく、０＜ｄ≦０．
５の範囲であることがより好ましい。また、上記組成比
を示すｅは原子％で、０＜ｅ≦１であることが好まし
い。
０＜ｄ≦１の範囲であることが好ましく、０＜ｄ≦０．
５の範囲であることがより好ましい。また、上記組成比
を示すｅは原子％で、０＜ｅ≦１であることが好まし
い。
【００２４】また、前記組成比を示すａ、ｂ、ｃが原子
％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１９の範囲であることが
最も好ましい。（ａ＋ｂ＋ｃ）が１９原子％以下の場
合、元素Ｔの組成比を示す（１００−ａ−ｂ−ｃ）が８
１原子％以上となり、磁性を担う元素Ｔの組成比が高く
なって飽和磁束密度を更に向上できる。また、（ａ＋ｂ
＋ｃ）が１３原子％以上であれば、非晶質形成能を有す
る元素Ｍ、元素Ｘ及びＰの組成比が低下することなく、
急冷後の熱処理によって析出する微結晶組織が均一にな
り、透磁率を高くできる。また、（ａ＋ｂ＋ｃ）が１７
原子％以下であってもよい。
％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１９の範囲であることが
最も好ましい。（ａ＋ｂ＋ｃ）が１９原子％以下の場
合、元素Ｔの組成比を示す（１００−ａ−ｂ−ｃ）が８
１原子％以上となり、磁性を担う元素Ｔの組成比が高く
なって飽和磁束密度を更に向上できる。また、（ａ＋ｂ
＋ｃ）が１３原子％以上であれば、非晶質形成能を有す
る元素Ｍ、元素Ｘ及びＰの組成比が低下することなく、
急冷後の熱処理によって析出する微結晶組織が均一にな
り、透磁率を高くできる。また、（ａ＋ｂ＋ｃ）が１７
原子％以下であってもよい。
【００２５】上記と同様な理由から、前記組成比を示す
ａ、ｂ、ｃ、ｄが原子％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）
≦１９の範囲であることが最も好ましい。また、（ａ＋
ｂ＋ｃ＋ｄ）が１７原子％以下であっても良い。同様
に、前記組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅが原子％で、１３
≦（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｅ）≦１７の範囲であることが最も好
ましい。
ａ、ｂ、ｃ、ｄが原子％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）
≦１９の範囲であることが最も好ましい。また、（ａ＋
ｂ＋ｃ＋ｄ）が１７原子％以下であっても良い。同様
に、前記組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅが原子％で、１３
≦（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｅ）≦１７の範囲であることが最も好
ましい。
【００２６】また、本発明の軟磁性合金は、先に記載の
軟磁性合金であって、前記元素Ｍのうち５０％以上がＮ
ｂであり、前記元素ＸがＢであることを特徴とする。元
素Ｍの５０％以上をＮｂとすることにより、非晶質形成
能が向上するとともに微細結晶核の成長速度が小さくな
り、微細な結晶粒が多数析出して軟磁気特性が向上す
る。また、Ｎｂは比較的酸化しにくい元素であるので、
材料の酸化をより効果的に防止し、合金溶湯を大気雰囲
気中で急冷した場合でも溶融ノズルのつまりが起きるこ
とがない。更に、元素ＸをＢとすることにより、析出す
る微細な結晶粒の粒径をより微細なものにすることがで
き、みかけの結晶磁気異方性がより効果的に低減されて
透磁率を向上できる。また、前記ＲＥはＬａであること
がより好ましい。
軟磁性合金であって、前記元素Ｍのうち５０％以上がＮ
ｂであり、前記元素ＸがＢであることを特徴とする。元
素Ｍの５０％以上をＮｂとすることにより、非晶質形成
能が向上するとともに微細結晶核の成長速度が小さくな
り、微細な結晶粒が多数析出して軟磁気特性が向上す
る。また、Ｎｂは比較的酸化しにくい元素であるので、
材料の酸化をより効果的に防止し、合金溶湯を大気雰囲
気中で急冷した場合でも溶融ノズルのつまりが起きるこ
とがない。更に、元素ＸをＢとすることにより、析出す
る微細な結晶粒の粒径をより微細なものにすることがで
き、みかけの結晶磁気異方性がより効果的に低減されて
透磁率を向上できる。また、前記ＲＥはＬａであること
がより好ましい。
【００２７】そして、本発明の軟磁性合金は、先に記載
の軟磁性合金であって、周波数１ｋＨｚにおける実効透
磁率が３００００以上であり、保磁力が６．４Ａ／ｍ
（０．０８Ｏｅ）以下であり、周波数５０Ｈｚ、励磁磁
界１．３３Ｔにおける鉄損が０．２Ｗ／ｋｇ以下である
ことを特徴とする。更に、本発明の軟磁性合金は、先に
記載の軟磁性合金であって、周波数１ｋＨｚにおける実
効透磁率が４５０００以上であり、保磁力が４．０Ａ／
ｍ（０．０５Ｏｅ）以下であり、周波数５０Ｈｚ、励磁
磁界１．３３Ｔにおける鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下であ
ることを特徴とする。また、本発明の軟磁性合金は、大
気雰囲気中にて前記合金溶湯を急冷して前記の非晶質相
を主体とする合金を形成し、該合金を熱処理して得られ
たものであることを特徴とする。
の軟磁性合金であって、周波数１ｋＨｚにおける実効透
磁率が３００００以上であり、保磁力が６．４Ａ／ｍ
（０．０８Ｏｅ）以下であり、周波数５０Ｈｚ、励磁磁
界１．３３Ｔにおける鉄損が０．２Ｗ／ｋｇ以下である
ことを特徴とする。更に、本発明の軟磁性合金は、先に
記載の軟磁性合金であって、周波数１ｋＨｚにおける実
効透磁率が４５０００以上であり、保磁力が４．０Ａ／
ｍ（０．０５Ｏｅ）以下であり、周波数５０Ｈｚ、励磁
磁界１．３３Ｔにおける鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下であ
ることを特徴とする。また、本発明の軟磁性合金は、大
気雰囲気中にて前記合金溶湯を急冷して前記の非晶質相
を主体とする合金を形成し、該合金を熱処理して得られ
たものであることを特徴とする。
【００２８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を図面
を参照して説明する。本発明の軟磁性合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結
晶粒を析出させてなり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択
される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１
以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元
素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子
％以上１２原子％以下の範囲の軟磁性合金である。
を参照して説明する。本発明の軟磁性合金は、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１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結
晶粒を析出させてなり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択
される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１
以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元
素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子
％以上１２原子％以下の範囲の軟磁性合金である。
【００２９】また本発明の軟磁性合金は、前記元素Ｍの
組成比が４原子％以上１０原子％以下の範囲であり、前
記Ｐの組成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範囲
であってもよい。更に本発明の軟磁性合金は、前記元素
Ｍの組成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であり、
前記Ｐの組成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範
囲であってもよい。そして本発明の軟磁性合金は、前記
元素Ｍの組成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であ
り、前記Ｐの組成比が０．５原子％以上１０原子％以下
の範囲であってもよい。
組成比が４原子％以上１０原子％以下の範囲であり、前
記Ｐの組成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範囲
であってもよい。更に本発明の軟磁性合金は、前記元素
Ｍの組成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であり、
前記Ｐの組成比が０．１原子％以上１２原子％以下の範
囲であってもよい。そして本発明の軟磁性合金は、前記
元素Ｍの組成比が４原子％以上９原子％以下の範囲であ
り、前記Ｐの組成比が０．５原子％以上１０原子％以下
の範囲であってもよい。
【００３０】特に、本発明の軟磁性合金は、下記の組成
式で示されるものである。 Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ
≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ
≦１４である。
式で示されるものである。 Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ
≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ
≦１４である。
【００３１】また本発明の軟磁性合金は、下記の組成式
で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＰcＲＥd 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、４≦ａ≦
１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦
１４、０＜ｄ≦５である。
で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＰcＲＥd 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、４≦ａ≦
１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦
１４、０＜ｄ≦５である。
【００３２】更に、本発明の軟磁性合金は、下記の組成
式で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-eＭaＸbＰcＧａe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは原子％で、４
≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ
＋ｃ≦１４、０＜ｅ≦５である。
式で示されるものであってもよい。 Ｔ100-a-b-c-eＭaＸbＰcＧａe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは原子％で、４
≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ
＋ｃ≦１４、０＜ｅ≦５である。
【００３３】本発明の軟磁性合金は、(元素Ｔ)-(元素
Ｍ)-(元素Ｘ)からなる合金にＰ（リン）を添加すること
により、合金の比抵抗を高めて渦電流の発生を低減し、
これにより鉄損を従来の軟磁性合金よりも大幅に少なく
したものである。
Ｍ)-(元素Ｘ)からなる合金にＰ（リン）を添加すること
により、合金の比抵抗を高めて渦電流の発生を低減し、
これにより鉄損を従来の軟磁性合金よりも大幅に少なく
したものである。
【００３４】また、本発明の軟磁性合金は、平均結晶粒
径１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下の微細な体
心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒からなる微結晶質相
を主体とし、該微結晶質相と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、１．５Ｔ以
上の飽和磁束密度を示すと共に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。
径１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下の微細な体
心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒からなる微結晶質相
を主体とし、該微結晶質相と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、１．５Ｔ以
上の飽和磁束密度を示すと共に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。
【００３５】特に本発明の軟磁性合金は、各構成元素の
添加量、製造時の熱処理条件等を調整することにより、
周波数１ｋＨｚにおける実効透磁率を３００００以上と
し、保磁力を６．４Ａ／ｍ（０．０８Ｏｅ）以下とし、
周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損を
０．２Ｗ／ｋｇ以下とできる。
添加量、製造時の熱処理条件等を調整することにより、
周波数１ｋＨｚにおける実効透磁率を３００００以上と
し、保磁力を６．４Ａ／ｍ（０．０８Ｏｅ）以下とし、
周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにおける鉄損を
０．２Ｗ／ｋｇ以下とできる。
【００３６】更に、各構成元素の添加量をより最適な組
成範囲に限定することにより、周波数１ｋＨｚにおける
実効透磁率を４５０００以上とし、保磁力を４．０Ａ／
ｍ（０．０５Ｏｅ）以下とし、周波数５０Ｈｚ、励磁磁
界１．３３Ｔにおける鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下とでき
る。
成範囲に限定することにより、周波数１ｋＨｚにおける
実効透磁率を４５０００以上とし、保磁力を４．０Ａ／
ｍ（０．０５Ｏｅ）以下とし、周波数５０Ｈｚ、励磁磁
界１．３３Ｔにおける鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下とでき
る。
【００３７】また本発明においては、各構成元素の添加
量等を調整することによって軟磁性合金の耐酸化性を高
め、これにより不活性雰囲気中のみならず大気雰囲気中
でも合金溶湯を急冷して非晶質合金を得ることができ、
これを熱処理して本発明に係る軟磁性合金を得ることが
できる。
量等を調整することによって軟磁性合金の耐酸化性を高
め、これにより不活性雰囲気中のみならず大気雰囲気中
でも合金溶湯を急冷して非晶質合金を得ることができ、
これを熱処理して本発明に係る軟磁性合金を得ることが
できる。
【００３８】本発明に用いられる軟磁性合金の組成にお
いて、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、特にＦｅは、磁
性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気
特性を得るために重要である。上記組成の軟磁性合金に
おいては、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す
（１００−ａ−ｂ−ｃ）の値は９５．９原子％以下であ
る。上記の磁性を担う元素Ｔの添加量が９５．９原子％
を超えると単ロール法等の液体急冷法によって非晶質単
相の薄帯を得ることが困難になり、この結果、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
透磁率が得られくなるので好ましくない。
いて、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、特にＦｅは、磁
性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気
特性を得るために重要である。上記組成の軟磁性合金に
おいては、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す
（１００−ａ−ｂ−ｃ）の値は９５．９原子％以下であ
る。上記の磁性を担う元素Ｔの添加量が９５．９原子％
を超えると単ロール法等の液体急冷法によって非晶質単
相の薄帯を得ることが困難になり、この結果、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
透磁率が得られくなるので好ましくない。
【００３９】また、元素Ｔの添加量は８１原子％以上と
することが好ましい。この磁性を担う元素Ｔが８１原子
％未満では、飽和磁束密度を１．５Ｔ以上とすることが
困難となり、また、軟磁気特性が劣化して透磁率が低下
してしまうので好ましくない。
することが好ましい。この磁性を担う元素Ｔが８１原子
％未満では、飽和磁束密度を１．５Ｔ以上とすることが
困難となり、また、軟磁気特性が劣化して透磁率が低下
してしまうので好ましくない。
【００４０】また、大気雰囲気中にて容易に液体急冷法
によって非晶質単相の薄帯を得ることができ、なおか
つ、高い飽和磁束密度を得るためには、元素Ｔの組成範
囲を８１原子％以上８７原子％以下とすることが好まし
く、８１原子％以上８６．１原子％以下とすることがよ
り好ましい。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、ＣｏまたはＮｉの添加量を好まし
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を選択するか若しくはＦｅのみとす
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。また、Ｆｅを主成分とした場合、軟磁
性合金の結晶質相をｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる
微細結晶組織とすることができ、飽和磁束密度を高める
とともに、透磁率を向上できる。
によって非晶質単相の薄帯を得ることができ、なおか
つ、高い飽和磁束密度を得るためには、元素Ｔの組成範
囲を８１原子％以上８７原子％以下とすることが好まし
く、８１原子％以上８６．１原子％以下とすることがよ
り好ましい。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、ＣｏまたはＮｉの添加量を好まし
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を選択するか若しくはＦｅのみとす
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。また、Ｆｅを主成分とした場合、軟磁
性合金の結晶質相をｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる
微細結晶組織とすることができ、飽和磁束密度を高める
とともに、透磁率を向上できる。
【００４１】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とともに非晶質形成能を向上
することにより組織の微細化を図る元素Ｍとして、Ｖ、
Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
の中から選択される１以上の元素が添加される。
核の成長速度を小さくするとともに非晶質形成能を向上
することにより組織の微細化を図る元素Ｍとして、Ｖ、
Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ
の中から選択される１以上の元素が添加される。
【００４２】特にＮｂは、比較的酸化しずらく、α-Ｆ
ｅに対してほとんど固溶しないとされるが、合金を急冷
して非晶質化することで、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。よって、Ｆｅ−Ｎｂ系の合金に元素
Ｘを添加することが好ましい。
ｅに対してほとんど固溶しないとされるが、合金を急冷
して非晶質化することで、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。よって、Ｆｅ−Ｎｂ系の合金に元素
Ｘを添加することが好ましい。
【００４３】また、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も、酸化しにく
く、かつ非晶質形成能の特に高いＮｂを含むことが好ま
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とともに、非晶
質形成能を高め、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。また、Ｍｏ及びＷは、酸化
物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定
であり、Ｍｏ、Ｗを添加することによっても酸化物が生
成しにくくなる。よって、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加して軟
磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を不
活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしくは溶
湯を急冷する際に使用するるつぼのノズルの先端部に不
活性ガスを供給しつつ大気中で製造できるので、製造条
件が容易となり、目的とする軟磁性合金を安価に製造で
きる。
となく、非晶質相を得やすくするためにも、酸化しにく
く、かつ非晶質形成能の特に高いＮｂを含むことが好ま
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とともに、非晶
質形成能を高め、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。また、Ｍｏ及びＷは、酸化
物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定
であり、Ｍｏ、Ｗを添加することによっても酸化物が生
成しにくくなる。よって、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加して軟
磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を不
活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしくは溶
湯を急冷する際に使用するるつぼのノズルの先端部に不
活性ガスを供給しつつ大気中で製造できるので、製造条
件が容易となり、目的とする軟磁性合金を安価に製造で
きる。
【００４４】元素Ｍの組成比ａは、４原子％以上１０原
子％以下、好ましくは４原子％以上９原子％以下、より
好ましくは５原子％以上８原子％以下とされる。元素Ｍ
の組成比ａが４原子％未満では、核成長速度を小さくす
る効果が失われ、結晶粒径が粗大化して良好な軟磁性が
得られない。また、組成比ａが１０原子％を越えると、
合金溶湯を急冷した際に、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の
化合物の生成傾向が大きくなり、均一な非晶質相ができ
にくくなって得られる軟磁性合金の軟磁性が低くなって
しまうので好ましくない。また、元素Ｍの組成比を６原
子％以上７原子％以下とすることが、軟磁性合金の磁気
特性を最も好ましい範囲とすることができる点で好まし
い。
子％以下、好ましくは４原子％以上９原子％以下、より
好ましくは５原子％以上８原子％以下とされる。元素Ｍ
の組成比ａが４原子％未満では、核成長速度を小さくす
る効果が失われ、結晶粒径が粗大化して良好な軟磁性が
得られない。また、組成比ａが１０原子％を越えると、
合金溶湯を急冷した際に、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の
化合物の生成傾向が大きくなり、均一な非晶質相ができ
にくくなって得られる軟磁性合金の軟磁性が低くなって
しまうので好ましくない。また、元素Ｍの組成比を６原
子％以上７原子％以下とすることが、軟磁性合金の磁気
特性を最も好ましい範囲とすることができる点で好まし
い。
【００４５】また元素ＭとしてＮｂのみを添加する場合
は、組成比ａを６原子％以上６．５原子％以下とするこ
とがより好ましい。この範囲でＮｂを添加することよっ
て、前述のように大気雰囲気中で合金溶湯を急冷しても
合金が酸化することなく、良好な磁気特性を示す軟磁性
合金が得られる。更に、元素ＭとしてＮｂとＺｒを添加
する場合は、組成比ａを５．７原子％以上６原子％以下
とすることがより好ましい。ＮｂとＺｒをこの範囲で添
加することにより、Ｎｂ単独の場合に比べて透磁率、鉄
損等の軟磁気特性を向上できる。
は、組成比ａを６原子％以上６．５原子％以下とするこ
とがより好ましい。この範囲でＮｂを添加することよっ
て、前述のように大気雰囲気中で合金溶湯を急冷しても
合金が酸化することなく、良好な磁気特性を示す軟磁性
合金が得られる。更に、元素ＭとしてＮｂとＺｒを添加
する場合は、組成比ａを５．７原子％以上６原子％以下
とすることがより好ましい。ＮｂとＺｒをこの範囲で添
加することにより、Ｎｂ単独の場合に比べて透磁率、鉄
損等の軟磁気特性を向上できる。
【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Ｃは、上記元素ＭのうちＮｂ、Ｔｉ、Ｈ
ｆ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、透
磁率等の軟磁気特性の向上が可能である。Ｃは安価であ
り、このＣの添加により、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が劣化させることな
く、透磁率等の軟磁気特性を向上できるので、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Ｃは、上記元素ＭのうちＮｂ、Ｔｉ、Ｈ
ｆ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、透
磁率等の軟磁気特性の向上が可能である。Ｃは安価であ
り、このＣの添加により、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が劣化させることな
く、透磁率等の軟磁気特性を向上できるので、コストを
低く抑えることができる。
【００４７】元素Ｘの組成比ｂは、１２原子％以下、好
ましくは２原子％以上１０原子％以下、より好ましくは
３原子％以上１０原子％以下とすることがよい。元素Ｘ
の組成比ｂが１２原子％を越えると、Ｂ−Ｎｂ系、Ｂ−
Ｍ（Ｔｉ、Ｚｒ、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。また、組成比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。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以下に調整できる。また、組成比ｂ
を１０原子％以下とすることにより、軟磁性合金の磁気
特性をより向上できる。
ましくは２原子％以上１０原子％以下、より好ましくは
３原子％以上１０原子％以下とすることがよい。元素Ｘ
の組成比ｂが１２原子％を越えると、Ｂ−Ｎｂ系、Ｂ−
Ｍ（Ｔｉ、Ｚｒ、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。また、組成比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。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以下に調整できる。また、組成比ｂ
を１０原子％以下とすることにより、軟磁性合金の磁気
特性をより向上できる。
【００４８】Ｐ（リン）は、本発明の軟磁性合金の必須
元素であり、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
効果に加えて、合金自体の比抵抗を高める効果があると
考えられる。特に比抵抗を高めることにより、渦電流の
発生を少なくして鉄損を低減できる。またＰは、元素Ｍ
との親和力が強いため、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相
（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留し、飽和
磁束密度の減少を少なくでき、透磁率等の軟磁気特性の
向上が可能である。Ｐは安価であり、これのＰの添加に
より、元素Ｘや元素Ｍの添加量を少なくしても、飽和磁
束密度や磁歪が劣化させることなく、透磁率等の軟磁気
特性を向上できるので、コストを低く抑えることができ
る。特に、Ｐを元素Ｘ置換で添加することにより、磁性
を担う元素Ｔの添加量を減らすことがなく、飽和磁束密
度を高く維持するとともに透磁率を高くできる。
元素であり、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
効果に加えて、合金自体の比抵抗を高める効果があると
考えられる。特に比抵抗を高めることにより、渦電流の
発生を少なくして鉄損を低減できる。またＰは、元素Ｍ
との親和力が強いため、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相
（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留し、飽和
磁束密度の減少を少なくでき、透磁率等の軟磁気特性の
向上が可能である。Ｐは安価であり、これのＰの添加に
より、元素Ｘや元素Ｍの添加量を少なくしても、飽和磁
束密度や磁歪が劣化させることなく、透磁率等の軟磁気
特性を向上できるので、コストを低く抑えることができ
る。特に、Ｐを元素Ｘ置換で添加することにより、磁性
を担う元素Ｔの添加量を減らすことがなく、飽和磁束密
度を高く維持するとともに透磁率を高くできる。
【００４９】Ｐの組成比を示すｃは、０．１原子％以上
１２原子％以下の範囲とすることが好ましく、０．５原
子％以上１０原子％以下の範囲とすることがより好まし
い。更にＰの組成比を示すｃは、２原子％以下の範囲と
することが更に好ましく、０．５原子％以上１．５原子
％以下にすることが最も好ましい。Ｐの組成比ｃが０．
１原子％未満であると、粒界の非晶質相が不安定となる
ため、充分な添加効果が得られないので好ましくなく、
組成比ｃが１２原子％を越えると、透磁率が低下すると
ともに鉄損が高くなるので好ましくない。特に、組成比
ｃを１０原子％以下とすることにより、軟磁性合金の磁
気特性をより向上できる。また、組成比ｃを０．５原子
％以上にすることにより、透磁率、鉄損、保磁力及び飽
和磁束密度等の磁気特性を向上できる。更に、組成比ｃ
を２原子％以下にすると、その他の添加元素の組成比に
もよるが、実効透磁率を４００００以上にすることがで
きる。更にまた、組成比ｃを０．５原子％以上１．５原
子％以下とすると、その他の添加元素の組成比にもよる
が、実効透磁率を４５０００以上にし、、保磁力を４．
０Ａ／ｍ以下にし、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３
Ｔにおける鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることができ
る。
１２原子％以下の範囲とすることが好ましく、０．５原
子％以上１０原子％以下の範囲とすることがより好まし
い。更にＰの組成比を示すｃは、２原子％以下の範囲と
することが更に好ましく、０．５原子％以上１．５原子
％以下にすることが最も好ましい。Ｐの組成比ｃが０．
１原子％未満であると、粒界の非晶質相が不安定となる
ため、充分な添加効果が得られないので好ましくなく、
組成比ｃが１２原子％を越えると、透磁率が低下すると
ともに鉄損が高くなるので好ましくない。特に、組成比
ｃを１０原子％以下とすることにより、軟磁性合金の磁
気特性をより向上できる。また、組成比ｃを０．５原子
％以上にすることにより、透磁率、鉄損、保磁力及び飽
和磁束密度等の磁気特性を向上できる。更に、組成比ｃ
を２原子％以下にすると、その他の添加元素の組成比に
もよるが、実効透磁率を４００００以上にすることがで
きる。更にまた、組成比ｃを０．５原子％以上１．５原
子％以下とすると、その他の添加元素の組成比にもよる
が、実効透磁率を４５０００以上にし、、保磁力を４．
０Ａ／ｍ以下にし、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３
Ｔにおける鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることができ
る。
【００５０】また、Ｐを元素Ｘ置換で添加して、元素Ｔ
の組成比を低下させないことを明確にするために、Ｐと
元素Ｘの合計量を示す組成比（ｂ＋ｃ）の範囲を限定す
る必要がある。即ち、Ｐと元素Ｘの合計量を示す組成比
（ｂ＋ｃ）は、２原子％以上１４子％以下であることが
好ましく、２原子％以上１２原子％以下であることがよ
り好ましく、７原子％以上１０原子％以下であることが
更に好ましい。組成比（ｂ＋ｃ）が２原子％未満である
と、粒界の非晶質相が不安定となるため、充分な添加効
果が得られないので好ましくなく、組成比（ｂ＋ｃ）が
１２原子％を越えると、相対的に元素Ｔの組成比が低く
なって、飽和磁束密度を１．５Ｔ以上とすることが困難
となるので好ましくない。また、組成比（ｂ＋ｃ）を７
原子％以上とすれば、非晶質形成能を有する元素Ｍ及び
Ｐの組成比が最適な範囲となり、急冷後の熱処理によっ
て析出する微結晶組織が均一になって透磁率を高くでき
る。また、軟磁性合金の比抵抗を高めることができ、鉄
損を大幅に向上できる。また組成比（ｂ＋ｃ）を１０原
子％以下とすれば、合金溶湯を急冷した際に化合物相が
形成するおそれがなく、軟磁気特性が向上して透磁率を
高くすることができ、更に鉄損も低くできる。
の組成比を低下させないことを明確にするために、Ｐと
元素Ｘの合計量を示す組成比（ｂ＋ｃ）の範囲を限定す
る必要がある。即ち、Ｐと元素Ｘの合計量を示す組成比
（ｂ＋ｃ）は、２原子％以上１４子％以下であることが
好ましく、２原子％以上１２原子％以下であることがよ
り好ましく、７原子％以上１０原子％以下であることが
更に好ましい。組成比（ｂ＋ｃ）が２原子％未満である
と、粒界の非晶質相が不安定となるため、充分な添加効
果が得られないので好ましくなく、組成比（ｂ＋ｃ）が
１２原子％を越えると、相対的に元素Ｔの組成比が低く
なって、飽和磁束密度を１．５Ｔ以上とすることが困難
となるので好ましくない。また、組成比（ｂ＋ｃ）を７
原子％以上とすれば、非晶質形成能を有する元素Ｍ及び
Ｐの組成比が最適な範囲となり、急冷後の熱処理によっ
て析出する微結晶組織が均一になって透磁率を高くでき
る。また、軟磁性合金の比抵抗を高めることができ、鉄
損を大幅に向上できる。また組成比（ｂ＋ｃ）を１０原
子％以下とすれば、合金溶湯を急冷した際に化合物相が
形成するおそれがなく、軟磁気特性が向上して透磁率を
高くすることができ、更に鉄損も低くできる。
【００５１】またＰを元素Ｘ置換で添加すると、非晶質
相からｂｃｃ−Ｆｅ相（体心立方構造のＦｅ）が析出す
る析出温度を低くすることができ、同時にＦｅ3Ｂ等の
軟磁気特性を劣化させる化合物相の析出温度を高くする
ことができる。即ち、元素Ｘ置換でＰを添加することに
より、ｂｃｃ−Ｆｅ相のみが析出する温度範囲が拡大さ
れるので、合金の組織の大部分を微細なｂｃｃ−Ｆｅか
らなる結晶粒組織とすることができ、合金の軟磁気特性
をより向上できる。
相からｂｃｃ−Ｆｅ相（体心立方構造のＦｅ）が析出す
る析出温度を低くすることができ、同時にＦｅ3Ｂ等の
軟磁気特性を劣化させる化合物相の析出温度を高くする
ことができる。即ち、元素Ｘ置換でＰを添加することに
より、ｂｃｃ−Ｆｅ相のみが析出する温度範囲が拡大さ
れるので、合金の組織の大部分を微細なｂｃｃ−Ｆｅか
らなる結晶粒組織とすることができ、合金の軟磁気特性
をより向上できる。
【００５２】また本発明の軟磁性合金には、元素ＲＥを
添加しても良い。元素ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素
であり、特にＬａが好ましい。元素ＲＥを添加すること
により合金の軟磁気特性を向上できる。また元素ＲＥを
添加することにより、合金中の添加元素の種類が増加す
るので、合金の安定性を向上できる。元素ＲＥの組成比
ｄは、０原子％を越えて５原子％以下であることが好ま
しく、０原子％を越えて１原子％以下であることがより
好ましく、０原子％を越えて０．５原子％以下であるこ
とが最も好ましい。組成比ｄが５原子％を越えると、軟
磁気特性が却って低下するので好ましくない。
添加しても良い。元素ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、
Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅ
ｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素
であり、特にＬａが好ましい。元素ＲＥを添加すること
により合金の軟磁気特性を向上できる。また元素ＲＥを
添加することにより、合金中の添加元素の種類が増加す
るので、合金の安定性を向上できる。元素ＲＥの組成比
ｄは、０原子％を越えて５原子％以下であることが好ま
しく、０原子％を越えて１原子％以下であることがより
好ましく、０原子％を越えて０．５原子％以下であるこ
とが最も好ましい。組成比ｄが５原子％を越えると、軟
磁気特性が却って低下するので好ましくない。
【００５３】更に本発明の軟磁性合金にはＧａを添加し
ても良い。Ｇａを添加することによっても合金の軟磁気
特性を向上できる。また、Ｇａを添加することにより、
合金中の添加元素の種類が増加するので、合金の安定性
を向上させることができる。Ｇａの組成比ｅは、０原子
％を越えて５原子％以下であることが好ましく、０原子
％を越えて１原子％以下であることがより好ましい。組
成比ｅが５原子％を越えると、軟磁気特性が却って低下
するので好ましくない。
ても良い。Ｇａを添加することによっても合金の軟磁気
特性を向上できる。また、Ｇａを添加することにより、
合金中の添加元素の種類が増加するので、合金の安定性
を向上させることができる。Ｇａの組成比ｅは、０原子
％を越えて５原子％以下であることが好ましく、０原子
％を越えて１原子％以下であることがより好ましい。組
成比ｅが５原子％を越えると、軟磁気特性が却って低下
するので好ましくない。
【００５４】尚、上記の元素以外に必要に応じてＺｎ、
Ｓｉ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ
ｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元
素を添加することで軟磁性合金の磁歪を調整することも
できる。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で用いる軟
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。
Ｓｉ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓ
ｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元
素を添加することで軟磁性合金の磁歪を調整することも
できる。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で用いる軟
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。
【００５５】上記の軟磁性合金によれば、Ｐを元素Ｘ置
換で０．１原子％以上添加することにより、透磁率を３
００００以上とし、保磁力を６．４Ａ／ｍ（０．０８Ｏ
ｅ）以下とし、鉄損を０．２Ｗ／ｋｇ以下とし、飽和磁
束密度を１．５Ｔ以上にできる。また、上記の軟磁性合
金によれば、Ｐと元素Ｘの合計の組成比（ｂ＋ｃ）を１
０原子％以下の範囲で、鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下にで
きる。更に、上記の軟磁性合金によれば、Ｐを元素Ｘ置
換で０．５原子％以上添加することにより、透磁率を４
５０００以上とし、保磁力を４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏ
ｅ）以下にできる。更に、元素Ｔの組成比を８３原子％
以上とすることにより、飽和磁束密度を１．５Ｔ以上に
できる。
換で０．１原子％以上添加することにより、透磁率を３
００００以上とし、保磁力を６．４Ａ／ｍ（０．０８Ｏ
ｅ）以下とし、鉄損を０．２Ｗ／ｋｇ以下とし、飽和磁
束密度を１．５Ｔ以上にできる。また、上記の軟磁性合
金によれば、Ｐと元素Ｘの合計の組成比（ｂ＋ｃ）を１
０原子％以下の範囲で、鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下にで
きる。更に、上記の軟磁性合金によれば、Ｐを元素Ｘ置
換で０．５原子％以上添加することにより、透磁率を４
５０００以上とし、保磁力を４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏ
ｅ）以下にできる。更に、元素Ｔの組成比を８３原子％
以上とすることにより、飽和磁束密度を１．５Ｔ以上に
できる。
【００５６】本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造するに
は、例えば、Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc（ＴはＦｅ、Ｃｏ、
Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、Ｍは
Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、
Ｃｒの中から選択される１以上の元素であり、ＸはＢ、
Ｃの中から選択される１以上の元素であり、組成比を示
すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１
２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦１４である）なる
上記の組成の非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質
合金を、アーク溶解、高周波誘導溶解等の手段で溶解し
てから急冷し、非晶質相を主体とする薄帯を作製する。
ここで上記の組成からなる薄帯を作製する具体的方法と
しては、特開平４−３２３３５１号公報に記載されてい
るような液体冷却法や、単ロールを用いた急冷法等を採
用できる。
は、例えば、Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc（ＴはＦｅ、Ｃｏ、
Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、Ｍは
Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、
Ｃｒの中から選択される１以上の元素であり、ＸはＢ、
Ｃの中から選択される１以上の元素であり、組成比を示
すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１
２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦１４である）なる
上記の組成の非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質
合金を、アーク溶解、高周波誘導溶解等の手段で溶解し
てから急冷し、非晶質相を主体とする薄帯を作製する。
ここで上記の組成からなる薄帯を作製する具体的方法と
しては、特開平４−３２３３５１号公報に記載されてい
るような液体冷却法や、単ロールを用いた急冷法等を採
用できる。
【００５７】上記の単ロール法を採用する場合には、合
金溶湯の急冷を不活性ガス雰囲気中で行っても良く、大
気雰囲気中で行っても良い。また、大気雰囲気中で行う
場合には、溶湯を急冷する際に、使用するるつぼのノズ
ルの先端部にのみ不活性ガスを供給しつつ、ノズルから
冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させることにより行
っても良い。
金溶湯の急冷を不活性ガス雰囲気中で行っても良く、大
気雰囲気中で行っても良い。また、大気雰囲気中で行う
場合には、溶湯を急冷する際に、使用するるつぼのノズ
ルの先端部にのみ不活性ガスを供給しつつ、ノズルから
冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させることにより行
っても良い。
【００５８】ついで、作製した薄帯を熱処理することに
より、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶
質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の
結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、
目的とする軟磁性合金が得られる。尚、元素Ｔの主成分
をＦｅとした場合は、平均粒径１００ｎｍ以下の微細な
ｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が主に析
出する。
より、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶
質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の
結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、
目的とする軟磁性合金が得られる。尚、元素Ｔの主成分
をＦｅとした場合は、平均粒径１００ｎｍ以下の微細な
ｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が主に析
出する。
【００５９】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（Ｆｅの結晶粒）からなる
微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄
帯等が非晶質相を主体とする組織となっており、これを
加熱すると、ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以
下のＦｅを主成分とする体心立方構造の結晶粒からなる
微細結晶相が析出するからである。このｂｃｃ構造を有
するＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が析出する温度
は、合金の組成によるが７５３Ｋ（４８０℃）〜８２３
Ｋ（５５０℃）程度である。またこのＦｅの微細結晶相
が析出する温度よりも高い温度では、ＦｅとＢの化合物
相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１０１３Ｋ（７４０℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）程
度である。
の微細なｂｃｃ構造の結晶粒（Ｆｅの結晶粒）からなる
微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄
帯等が非晶質相を主体とする組織となっており、これを
加熱すると、ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以
下のＦｅを主成分とする体心立方構造の結晶粒からなる
微細結晶相が析出するからである。このｂｃｃ構造を有
するＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が析出する温度
は、合金の組成によるが７５３Ｋ（４８０℃）〜８２３
Ｋ（５５０℃）程度である。またこのＦｅの微細結晶相
が析出する温度よりも高い温度では、ＦｅとＢの化合物
相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１０１３Ｋ（７４０℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）程
度である。
【００６０】したがって、本発明において、非晶質合金
薄帯等を熱処理する際の保持温度は７５３Ｋ（４８０
℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）の範囲で、体心立方構造
を有するＦｅの結晶粒を主成分とする微細結晶相が好ま
しく析出しかつ上記化合物相が析出しないように、合金
の組成に応じて好ましく設定される。
薄帯等を熱処理する際の保持温度は７５３Ｋ（４８０
℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）の範囲で、体心立方構造
を有するＦｅの結晶粒を主成分とする微細結晶相が好ま
しく析出しかつ上記化合物相が析出しないように、合金
の組成に応じて好ましく設定される。
【００６１】上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温
速度は、２０〜２００Ｋ／分の範囲が好ましく、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、２００Ｋ／分程度が上限
とされる。
速度は、２０〜２００Ｋ／分の範囲が好ましく、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、２００Ｋ／分程度が上限
とされる。
【００６２】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。
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。
【００６３】以下に、急冷薄帯を製造する具体例とし
て、大気雰囲気中でるつぼのノズル先端部のみに不活性
ガスを供給しつつ合金溶湯を急冷する手段について説明
する。図１は、大気中で急冷薄帯を製造する場合に用い
て好適な合金薄帯製造装置の一例を示す概略構成図であ
る。この合金薄帯製造装置は、冷却ロール１と、合金溶
湯を保持するるつぼ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、５
３、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。
て、大気雰囲気中でるつぼのノズル先端部のみに不活性
ガスを供給しつつ合金溶湯を急冷する手段について説明
する。図１は、大気中で急冷薄帯を製造する場合に用い
て好適な合金薄帯製造装置の一例を示す概略構成図であ
る。この合金薄帯製造装置は、冷却ロール１と、合金溶
湯を保持するるつぼ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、５
３、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。
【００６４】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。
【００６５】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。
【００６６】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。
【００６７】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。
【００６８】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。
【００６９】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。
【００７０】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。
【００７１】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。
【００７２】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５１、５２、５
３、５４には、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５１、５２、５
３、５４には、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。
【００７３】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。
【００７４】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。
【００７５】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。
【００７６】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。
【００７７】上記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２
００〜１８００l/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。
供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量２
００〜１８００l/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。
【００７８】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。
【００７９】上記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２
５０〜７５０l/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４００〜６０
０l/min、最も好ましくは５００l/minである。
供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量２
５０〜７５０l/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４００〜６０
０l/min、最も好ましくは５００l/minである。
【００８０】上記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、Ｒｎ
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、Ａｒを使用するこ
とが望ましい。
性ガスとしては、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒｎ
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、Ａｒを使用するこ
とが望ましい。
【００８１】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。
【００８２】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。
【００８３】図１に示した合金薄帯製造装置を用いて本
発明の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、非晶質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂ
ｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）からなる微細結
晶相とが混合した組織が得られ、目的とする軟磁性合金
が得られる。
発明の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、非晶質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂ
ｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）からなる微細結
晶相とが混合した組織が得られ、目的とする軟磁性合金
が得られる。
【００８４】
【実施例】［実験例１］ （試料の製造）ＦｅとＮｂとＢとＰの添加量を変更した
原料を調整し、それをＡｒ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、１．０１３２５×１０5Ｐａ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、即ち大気中にて合金薄帯の作製
を行った。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１
８０Ｋ／分、熱処理温度９２３Ｋ（６５０℃）〜９７３
Ｋ（６７５℃）、この熱処理温度での保持時間を５分と
して熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの試料１
〜試料１７の合金薄帯試料を得た。
原料を調整し、それをＡｒ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、１．０１３２５×１０5Ｐａ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、即ち大気中にて合金薄帯の作製
を行った。次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１
８０Ｋ／分、熱処理温度９２３Ｋ（６５０℃）〜９７３
Ｋ（６７５℃）、この熱処理温度での保持時間を５分と
して熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの試料１
〜試料１７の合金薄帯試料を得た。
【００８５】（試料の説明）試料１，４，７、１０，１
５はＰが無添加であり、本発明における必須元素を具備
しない合金薄帯である。また試料５及び６は、元素Ｘ
（Ｂ）及びＰの合計（ｂ＋ｃ）が１０．５原子％であ
り、本発明の組成範囲内であるものの、より好ましい組
成範囲から外れた合金薄帯である。尚、上記以外の試料
はいずれも、本発明においてより好ましい組成範囲内の
合金薄帯である。
５はＰが無添加であり、本発明における必須元素を具備
しない合金薄帯である。また試料５及び６は、元素Ｘ
（Ｂ）及びＰの合計（ｂ＋ｃ）が１０．５原子％であ
り、本発明の組成範囲内であるものの、より好ましい組
成範囲から外れた合金薄帯である。尚、上記以外の試料
はいずれも、本発明においてより好ましい組成範囲内の
合金薄帯である。
【００８６】（測定）得られた合金薄帯試料（試料１〜
試料１７）の１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力
Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ及び周波数５０Ｈｚ、励起磁場
１．３３Ｔでの鉄損Ｗ1.33/50について測定した。その
結果を表１に示す。尚、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（４０
０ｍＡ／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。鉄
損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの条件で測
定した。
試料１７）の１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力
Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ及び周波数５０Ｈｚ、励起磁場
１．３３Ｔでの鉄損Ｗ1.33/50について測定した。その
結果を表１に示す。尚、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（４０
０ｍＡ／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。鉄
損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの条件で測
定した。
【００８７】
【表１】
【００８８】表１から明らかなように、いずれの試料も
Ｆｅ濃度が８３原子％以上８４．５原子％以下の範囲と
比較的高濃度であるため、どの試料も１．５０Ｔ以上の
飽和磁束密度を示している。特に、試料１６は、１．６
Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示している。試料１６はＦ
ｅが８４．５原子％と高濃度であり、このため飽和磁束
密度が向上したものと考えられる。次に透磁率について
は、試料９，１１，１２，１３，１６，１７の透磁率が
４００００を越えており、特に試料１２は５００００を
越えており、従来にはない極めて高い透磁率を示してい
る。これらの試料はいずれも、Ｆｅ濃度が８３原子％以
上であるとともにＰ濃度が０．５原子％以上２原子％以
下なので、飽和磁束密度が高く維持されつつ透磁率が向
上したものと考えられる。また、上記以外の試料につい
ても、透磁率が３００００以上を示しており、優れた軟
磁気特性を示すことがわかる。
Ｆｅ濃度が８３原子％以上８４．５原子％以下の範囲と
比較的高濃度であるため、どの試料も１．５０Ｔ以上の
飽和磁束密度を示している。特に、試料１６は、１．６
Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示している。試料１６はＦ
ｅが８４．５原子％と高濃度であり、このため飽和磁束
密度が向上したものと考えられる。次に透磁率について
は、試料９，１１，１２，１３，１６，１７の透磁率が
４００００を越えており、特に試料１２は５００００を
越えており、従来にはない極めて高い透磁率を示してい
る。これらの試料はいずれも、Ｆｅ濃度が８３原子％以
上であるとともにＰ濃度が０．５原子％以上２原子％以
下なので、飽和磁束密度が高く維持されつつ透磁率が向
上したものと考えられる。また、上記以外の試料につい
ても、透磁率が３００００以上を示しており、優れた軟
磁気特性を示すことがわかる。
【００８９】次に保磁力については、どの試料でも８Ａ
／ｍ（０．１Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特性が優れてい
ることがわかる。そして、鉄損については、試料４〜７
で０．１Ｗ／ｋｇを越えている。試料４及び７はＰが無
添加であり、また試料５及び６は組成比（ｂ＋ｃ）がよ
り好ましい範囲から外れているために、鉄損が高くなっ
たものと考えられる。また、試料１５〜１７にみられる
ように（ｂ＋ｃ）が９原子％以下では、鉄損がそれほど
良好な値を示していないが高い透磁率が得られている。
上記以外の試料については、いずれも鉄損が０．１Ｗ／
ｋｇ以下を示しており、従来にはない極めて低い鉄損を
示すことがわかる。特に、試料９，１１，１２はいずれ
も、Ｆｅ濃度が８３原子％以上であるとともにＰ濃度が
０．５原子％以上１原子％以下であるため、鉄損が０．
１Ｗ／ｋｇ以下になったものと考えられる。また、Ｐを
添加した試料は、いずれも元素ＭとしてＮｂのみが添加
されているため、大気中での液体急冷によっても酸化す
ることがなく、良好な磁気特性を示した。
／ｍ（０．１Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特性が優れてい
ることがわかる。そして、鉄損については、試料４〜７
で０．１Ｗ／ｋｇを越えている。試料４及び７はＰが無
添加であり、また試料５及び６は組成比（ｂ＋ｃ）がよ
り好ましい範囲から外れているために、鉄損が高くなっ
たものと考えられる。また、試料１５〜１７にみられる
ように（ｂ＋ｃ）が９原子％以下では、鉄損がそれほど
良好な値を示していないが高い透磁率が得られている。
上記以外の試料については、いずれも鉄損が０．１Ｗ／
ｋｇ以下を示しており、従来にはない極めて低い鉄損を
示すことがわかる。特に、試料９，１１，１２はいずれ
も、Ｆｅ濃度が８３原子％以上であるとともにＰ濃度が
０．５原子％以上１原子％以下であるため、鉄損が０．
１Ｗ／ｋｇ以下になったものと考えられる。また、Ｐを
添加した試料は、いずれも元素ＭとしてＮｂのみが添加
されているため、大気中での液体急冷によっても酸化す
ることがなく、良好な磁気特性を示した。
【００９０】［実験例２］ （試料の製造）実験例１と同様にして原料を調整し、そ
れをＡｒ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。そして、この母合金を実験
例１と同様にして、図１に示す合金薄帯製造装置を用い
た液体急冷法により、各種の合金薄帯を得た。なお、実
験例１と同様に、第１〜第４のガスフローノズル５１、
５２、５３、５４は作動させず、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１８０Ｋ／分、熱処理温度９２３Ｋ（６５０
℃）、この熱処理温度での保持時間を５分として熱処理
を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの合金薄帯試料を得
た。得られた合金薄帯試料は、Ｆｅ84-cＮｂ6.5Ｂ9.5Ｐ
c及びＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5- cＰc（ただし、ｃは０，０．
５，１、１．５、２）なる組成の軟磁性合金であった。
れをＡｒ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。そして、この母合金を実験
例１と同様にして、図１に示す合金薄帯製造装置を用い
た液体急冷法により、各種の合金薄帯を得た。なお、実
験例１と同様に、第１〜第４のガスフローノズル５１、
５２、５３、５４は作動させず、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１８０Ｋ／分、熱処理温度９２３Ｋ（６５０
℃）、この熱処理温度での保持時間を５分として熱処理
を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの合金薄帯試料を得
た。得られた合金薄帯試料は、Ｆｅ84-cＮｂ6.5Ｂ9.5Ｐ
c及びＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5- cＰc（ただし、ｃは０，０．
５，１、１．５、２）なる組成の軟磁性合金であった。
【００９１】（測定）得られた各種の合金薄帯試料の飽
和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、１ｋＨｚにおける実効
透磁率μ’、保磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ１．３３／５０につ
いて測定した。その結果を図２に示す。尚、各磁気特性
の測定は実験例１の場合と同様にして行った。
和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、１ｋＨｚにおける実効
透磁率μ’、保磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ１．３３／５０につ
いて測定した。その結果を図２に示す。尚、各磁気特性
の測定は実験例１の場合と同様にして行った。
【００９２】図２から明らかなように、ＰをＢ置換で添
加したＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃなる組成の
試料では、Ｐの組成比ｃが増加するにつれて透磁率μ’
が４５０００以上に向上している。透磁率μ’はＰが
１．５原子％を越えると低下する傾向にあるが、それで
もＰが２原子％のときに４００００程度と高い値を示し
ている。また鉄損Ｗ１．３３／５０はＰが０．５〜１原
子％の範囲で０．０９Ｗ／ｋｇ程度を示している。鉄損
Ｗ１．３３／５０は透磁率μ’と同様にＰ濃度が１．５
原子％以上に増加するにつれて高くなるが、Ｐが２原子
％のときでも０．１２Ｗ／ｋｇ以下と従来の軟磁性合金
にはない低い鉄損を示している。更に、保磁力ＨｃもＰ
が０．５原子％以上で４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏｅ）以
下に減少している。また、飽和磁束密度Ｂｓは組成比ｃ
が増加してもほぼ一定であり、残留磁化Ｂｒについては
組成比ｃの増加と共に向上している。このように、Ｐを
Ｂ置換（元素Ｘ）置換で添加することにより、Ｆｅ（元
素Ｔ）の組成比を低下させることなく、このためＢｒお
よびＢ１０を劣化させずに高透磁率、低保磁力及び低鉄
損を実現することができる。特に、透磁率及び鉄損につ
いては、ＰをＢ置換で０．５原子％以上２原子％以下の
範囲で添加することにより、従来の軟磁性合金の透磁率
及び鉄損よりも優れた値とすることができ、特にＰを
０．５原子％以上１．５原子％以下の範囲とすること
で、透磁率μ’を４５０００以上にするとともに鉄損Ｗ
１．３３／５０を０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることがで
き、Ｐを０．５原子％以上１原子％以下の範囲のとき、
最も高い透磁率と最も低い鉄損が得られる。尚、どの試
料も、元素ＭとしてＮｂのみが添加されているため、大
気中での液体急冷によっても酸化することがなく、良好
な磁気特性を示した。
加したＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃなる組成の
試料では、Ｐの組成比ｃが増加するにつれて透磁率μ’
が４５０００以上に向上している。透磁率μ’はＰが
１．５原子％を越えると低下する傾向にあるが、それで
もＰが２原子％のときに４００００程度と高い値を示し
ている。また鉄損Ｗ１．３３／５０はＰが０．５〜１原
子％の範囲で０．０９Ｗ／ｋｇ程度を示している。鉄損
Ｗ１．３３／５０は透磁率μ’と同様にＰ濃度が１．５
原子％以上に増加するにつれて高くなるが、Ｐが２原子
％のときでも０．１２Ｗ／ｋｇ以下と従来の軟磁性合金
にはない低い鉄損を示している。更に、保磁力ＨｃもＰ
が０．５原子％以上で４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏｅ）以
下に減少している。また、飽和磁束密度Ｂｓは組成比ｃ
が増加してもほぼ一定であり、残留磁化Ｂｒについては
組成比ｃの増加と共に向上している。このように、Ｐを
Ｂ置換（元素Ｘ）置換で添加することにより、Ｆｅ（元
素Ｔ）の組成比を低下させることなく、このためＢｒお
よびＢ１０を劣化させずに高透磁率、低保磁力及び低鉄
損を実現することができる。特に、透磁率及び鉄損につ
いては、ＰをＢ置換で０．５原子％以上２原子％以下の
範囲で添加することにより、従来の軟磁性合金の透磁率
及び鉄損よりも優れた値とすることができ、特にＰを
０．５原子％以上１．５原子％以下の範囲とすること
で、透磁率μ’を４５０００以上にするとともに鉄損Ｗ
１．３３／５０を０．１Ｗ／ｋｇ以下にすることがで
き、Ｐを０．５原子％以上１原子％以下の範囲のとき、
最も高い透磁率と最も低い鉄損が得られる。尚、どの試
料も、元素ＭとしてＮｂのみが添加されているため、大
気中での液体急冷によっても酸化することがなく、良好
な磁気特性を示した。
【００９３】一方、Ｆｅ８４−ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐ
ｃなる組成の試料では、Ｐの組成比ｃが増加するにつれ
て、透磁率μ’が４００００以下に低減し、鉄損Ｗ１．
３３／５０が０．１Ｗ／ｋｇ以上に上昇し、保磁力Ｈｃ
は低下するものの４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏｅ）以下に
は至らない。従ってＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰ
ｃなる組成の試料と比較して磁気特性が劣化しているこ
とがわかる。また、Ｐの組成比ｃの増加によってＦｅが
８３原子％以下まで低下すると、Ｂ１０が１．５Ｔ以下
に低減している。このようにＰをＦｅ置換で添加した場
合は、磁性を担う元素であるＦｅ量が低下するため、磁
気特性が全体的に劣化したものと考えられる。
ｃなる組成の試料では、Ｐの組成比ｃが増加するにつれ
て、透磁率μ’が４００００以下に低減し、鉄損Ｗ１．
３３／５０が０．１Ｗ／ｋｇ以上に上昇し、保磁力Ｈｃ
は低下するものの４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏｅ）以下に
は至らない。従ってＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰ
ｃなる組成の試料と比較して磁気特性が劣化しているこ
とがわかる。また、Ｐの組成比ｃの増加によってＦｅが
８３原子％以下まで低下すると、Ｂ１０が１．５Ｔ以下
に低減している。このようにＰをＦｅ置換で添加した場
合は、磁性を担う元素であるＦｅ量が低下するため、磁
気特性が全体的に劣化したものと考えられる。
【００９４】［実験例３］ （試料の製造）ＦｅとＺｒとＮｂとＢとＰの添加量を変
更した原料を調整し、それをＡｒ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、１．０１３２５×１０５Ｐａの真空置換Ａｒガス
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１８
０Ｋ／分、熱処理温度７８３Ｋ（５１０℃）〜７９８Ｋ
（５２５℃）、この熱処理温度での保持時間を５分とし
て熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの試料１８
〜試料３０の合金薄帯試料を得た。
更した原料を調整し、それをＡｒ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、１．０１３２５×１０５Ｐａの真空置換Ａｒガス
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１８
０Ｋ／分、熱処理温度７８３Ｋ（５１０℃）〜７９８Ｋ
（５２５℃）、この熱処理温度での保持時間を５分とし
て熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの試料１８
〜試料３０の合金薄帯試料を得た。
【００９５】（試料の説明）試料１８、２１、２４、２
７はＰが無添加であり、本発明における必須元素を具備
しない合金薄帯である。上記以外の試料はいずれも、本
発明において好ましい組成範囲内の合金薄帯である。
７はＰが無添加であり、本発明における必須元素を具備
しない合金薄帯である。上記以外の試料はいずれも、本
発明において好ましい組成範囲内の合金薄帯である。
【００９６】（測定）得られた各種の合金薄帯試料（試
料１８〜試料３０）の１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ及び周波数５０Ｈ
ｚ、励起磁場１．３３Ｔでの鉄損Ｗ１．３３／５０につ
いて測定した。その結果を表２に示す。尚、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。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界
１．３３Ｔの条件で測定した。
料１８〜試料３０）の１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ及び周波数５０Ｈ
ｚ、励起磁場１．３３Ｔでの鉄損Ｗ１．３３／５０につ
いて測定した。その結果を表２に示す。尚、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。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界
１．３３Ｔの条件で測定した。
【００９７】
【表２】
【００９８】表２から明らかなように、Ｐを添加した試
料はいずれもＦｅ濃度が８５．４原子％以上と高濃度で
あるために１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示してい
る。特に、試料２８〜３０は、Ｆｅを８５．８原子％以
上含むために１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度を示してい
る。次に透磁率については、試料１９，２０，２２、２
３，２６，３０の透磁率が４５０００を越えており、従
来にはない極めて高い透磁率を示している。これらの試
料はいずれも、Ｆｅ濃度が８５．４原子％以上であると
ともにＰ濃度が０．５原子％以上１．５原子％以下であ
り、飽和磁束密度が高く維持されつつ透磁率が向上した
ものと考えられる。また、上記以外のＰ添加の試料につ
いても、透磁率が３００００以上を示しており、優れた
軟磁気特性を示すことがわかる。
料はいずれもＦｅ濃度が８５．４原子％以上と高濃度で
あるために１．６Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示してい
る。特に、試料２８〜３０は、Ｆｅを８５．８原子％以
上含むために１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度を示してい
る。次に透磁率については、試料１９，２０，２２、２
３，２６，３０の透磁率が４５０００を越えており、従
来にはない極めて高い透磁率を示している。これらの試
料はいずれも、Ｆｅ濃度が８５．４原子％以上であると
ともにＰ濃度が０．５原子％以上１．５原子％以下であ
り、飽和磁束密度が高く維持されつつ透磁率が向上した
ものと考えられる。また、上記以外のＰ添加の試料につ
いても、透磁率が３００００以上を示しており、優れた
軟磁気特性を示すことがわかる。
【００９９】次に保磁力については、Ｐを添加したどの
試料でも８Ａ／ｍ（０．１Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特
性が優れていることがわかる。そして、鉄損について
は、Ｐを添加したどの試料でも０．２Ｗ／ｋｇ以下とな
っている。特に、試料１９，２０，２２，２３，２５，
２６，３０は、いずれも鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下を示
しており、従来にはない極めて低い鉄損を示すことがわ
かる。これらの試料はいずれもＦｅ濃度が８５．５原子
％以上であるとともにＰ濃度が０．５原子％以上１．５
原子％以下であるために、鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下に
なったものと考えられる。
試料でも８Ａ／ｍ（０．１Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特
性が優れていることがわかる。そして、鉄損について
は、Ｐを添加したどの試料でも０．２Ｗ／ｋｇ以下とな
っている。特に、試料１９，２０，２２，２３，２５，
２６，３０は、いずれも鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下を示
しており、従来にはない極めて低い鉄損を示すことがわ
かる。これらの試料はいずれもＦｅ濃度が８５．５原子
％以上であるとともにＰ濃度が０．５原子％以上１．５
原子％以下であるために、鉄損が０．１Ｗ／ｋｇ以下に
なったものと考えられる。
【０１００】以上の実験例１〜実験例３の結果から以下
のことが明らかになった。 （１）ＰとＢ（元素Ｘ）の合計（ｂ＋ｃ）を１０原子％
以下とすることにより、１ｋＨｚにおける透磁率を４０
０００以上にでき、または鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下に
できる。 （２）更に、ＰをＢ（元素Ｘ）置換で０．５原子％以上
１．５原子％以下、好ましくは０．５原子％以上１原子
％以下の範囲で添加することにより、透磁率を４５００
０以上とし、保磁力を４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏｅ）以
下にできる。 （３）図２より、ＰをＢ（元素Ｘ）置換で０．１原子％
以上添加することにより、透磁率を４００００以上と
し、保磁力を４．８Ａ／ｍ（０．０６Ｏｅ）以下とし、
鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下とし、飽和磁束密度Ｂｓを
１．５Ｔ以上にできる。 （４）Ｆｅ（元素Ｔ）の組成比を８３．５原子％以上と
することにより飽和磁束密度Ｂｓを１．５Ｔ以上にで
き、８４原子％以上とすることにより飽和磁束密度Ｂｓ
を１．６Ｔ以上にできる。
のことが明らかになった。 （１）ＰとＢ（元素Ｘ）の合計（ｂ＋ｃ）を１０原子％
以下とすることにより、１ｋＨｚにおける透磁率を４０
０００以上にでき、または鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下に
できる。 （２）更に、ＰをＢ（元素Ｘ）置換で０．５原子％以上
１．５原子％以下、好ましくは０．５原子％以上１原子
％以下の範囲で添加することにより、透磁率を４５００
０以上とし、保磁力を４．０Ａ／ｍ（０．０５Ｏｅ）以
下にできる。 （３）図２より、ＰをＢ（元素Ｘ）置換で０．１原子％
以上添加することにより、透磁率を４００００以上と
し、保磁力を４．８Ａ／ｍ（０．０６Ｏｅ）以下とし、
鉄損を０．１Ｗ／ｋｇ以下とし、飽和磁束密度Ｂｓを
１．５Ｔ以上にできる。 （４）Ｆｅ（元素Ｔ）の組成比を８３．５原子％以上と
することにより飽和磁束密度Ｂｓを１．５Ｔ以上にで
き、８４原子％以上とすることにより飽和磁束密度Ｂｓ
を１．６Ｔ以上にできる。
【０１０１】［実験例４］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８４Ｎｂ６。５Ｂ９
−ｃＰｃ、Ｆｅ８４Ｎｂ６Ｂ１０−ｃＰｃ及びＦｅ８４
Ｎｂ６Ｂ１０−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１、
１．５）なる組成としたこと以外は実験例２と同様にし
て合金薄帯試料を得た。
−ｃＰｃ、Ｆｅ８４Ｎｂ６Ｂ１０−ｃＰｃ及びＦｅ８４
Ｎｂ６Ｂ１０−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１、
１．５）なる組成としたこと以外は実験例２と同様にし
て合金薄帯試料を得た。
【０１０２】（測定）得られた合金薄帯試料の飽和磁束
密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’、保磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ１．３３／５０を測定し
た。結果を図３に示す。尚、各磁気特性の測定は実験例
１の場合と同様にして行った。
密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’、保磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ１．３３／５０を測定し
た。結果を図３に示す。尚、各磁気特性の測定は実験例
１の場合と同様にして行った。
【０１０３】図３から明らかなように、どの組成の試料
でも、Ｐの組成比ｃが０原子％から０．５原子％に至る
までに実効透磁率μ’が向上し、特にＦｅ８４Ｎｂ６Ｂ
１０−ｃＰｃなる組成の試料では４００００以上に向上
している。実効透磁率はＰが０．５原子％を越えても低
下することなくほぼ一定の値を示している。また鉄損Ｗ
１．３３／５０はどの試料も０．１〜０．１４Ｗ／ｋｇ
程度を示しており、従来の軟磁性合金にはない低い鉄損
を示している。更に、保磁力ＨｃはＰの組成比ｃが増加
するにつれて減少しており、特にＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ
９−ｃＰｃなる組成の試料で５．０Ａ／ｍ以下に減少し
ている。また、飽和磁束密度Ｂｓ及び残留磁化Ｂｒは組
成比ｃが増加してもほぼ一定の値を示しており、これは
ＰをＢ置換で添加したため、磁性元素であるＦ濃度を低
下させることなくＰを添加したためと考えられる。この
ように、ＰをＢ置換（元素Ｘ）置換で添加することによ
り、Ｆｅ（元素Ｔ）の組成比を低下させることなく、Ｂ
ｒおよびＢｓを劣化させずに高透磁率、低保磁力及び低
鉄損を実現することができる。特に、透磁率及び鉄損に
ついては、ＰをＢ置換で０．５原子％以上２原子％以下
の範囲で添加することにより、従来の軟磁性合金の透磁
率及び鉄損よりも優れた値とすることができる。尚、ど
の試料も、元素ＭとしてＮｂのみが添加されているた
め、大気中での液体急冷によっても酸化することがな
く、良好な磁気特性を示した。
でも、Ｐの組成比ｃが０原子％から０．５原子％に至る
までに実効透磁率μ’が向上し、特にＦｅ８４Ｎｂ６Ｂ
１０−ｃＰｃなる組成の試料では４００００以上に向上
している。実効透磁率はＰが０．５原子％を越えても低
下することなくほぼ一定の値を示している。また鉄損Ｗ
１．３３／５０はどの試料も０．１〜０．１４Ｗ／ｋｇ
程度を示しており、従来の軟磁性合金にはない低い鉄損
を示している。更に、保磁力ＨｃはＰの組成比ｃが増加
するにつれて減少しており、特にＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ
９−ｃＰｃなる組成の試料で５．０Ａ／ｍ以下に減少し
ている。また、飽和磁束密度Ｂｓ及び残留磁化Ｂｒは組
成比ｃが増加してもほぼ一定の値を示しており、これは
ＰをＢ置換で添加したため、磁性元素であるＦ濃度を低
下させることなくＰを添加したためと考えられる。この
ように、ＰをＢ置換（元素Ｘ）置換で添加することによ
り、Ｆｅ（元素Ｔ）の組成比を低下させることなく、Ｂ
ｒおよびＢｓを劣化させずに高透磁率、低保磁力及び低
鉄損を実現することができる。特に、透磁率及び鉄損に
ついては、ＰをＢ置換で０．５原子％以上２原子％以下
の範囲で添加することにより、従来の軟磁性合金の透磁
率及び鉄損よりも優れた値とすることができる。尚、ど
の試料も、元素ＭとしてＮｂのみが添加されているた
め、大気中での液体急冷によっても酸化することがな
く、良好な磁気特性を示した。
【０１０４】［実験例５］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ
９．５−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１）なる組
成とし、急冷後の熱処理温度を５５０〜７００℃とする
とともに熱処理時間を約５分としたこと以外は実験例２
と同様にして合金薄帯試料を得た。
９．５−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１）なる組
成とし、急冷後の熱処理温度を５５０〜７００℃とする
とともに熱処理時間を約５分としたこと以外は実験例２
と同様にして合金薄帯試料を得た。
【０１０５】（測定）得られた合金薄帯試料の１ｋＨｚ
における実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂ
ｓ（図中実線）、残留磁化Ｂｒ（図中破線）、磁歪定数
λｓ、結晶粒の平均結晶粒径Ｄ及び鉄損Ｗ１．３３／５
０を測定した。各特性の熱処理温度依存性を図４に示
す。尚、平均結晶粒径の測定はＸ線回折のｂｂｃ（１１
０）ピーク半値幅からシェラーの式を用いて行い、磁歪
定数λｓの測定は歪みゲージをサンプルに付着させるこ
とにより行い、他の磁気特性の測定は実験例１の場合と
同様にして行った。
における実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂ
ｓ（図中実線）、残留磁化Ｂｒ（図中破線）、磁歪定数
λｓ、結晶粒の平均結晶粒径Ｄ及び鉄損Ｗ１．３３／５
０を測定した。各特性の熱処理温度依存性を図４に示
す。尚、平均結晶粒径の測定はＸ線回折のｂｂｃ（１１
０）ピーク半値幅からシェラーの式を用いて行い、磁歪
定数λｓの測定は歪みゲージをサンプルに付着させるこ
とにより行い、他の磁気特性の測定は実験例１の場合と
同様にして行った。
【０１０６】図４から明らかなように、透磁率について
は、Ｐを０．５〜１原子％添加した試料の方がＰ無添加
の試料よりも実効透磁率μ’が向上している。また、Ｐ
を添加した試料の場合、熱処理温度が６５０〜６７５℃
の範囲で４００００〜４５０００の実効透磁率μ’を示
している。次に保磁力Ｈｃについては、Ｐを０．５〜１
原子％添加した試料の方がＰ無添加の試料よりも保磁力
Ｈｃが低下している。また、熱処理温度の依存性につい
ては、５５０〜６７５℃の間では３．２〜６．４Ａ／ｍ
の値を示しているが、６７５℃を越えると急激に増加し
ている。次に、鉄損Ｗ1.33/50については、Ｐを０．５
〜１原子％添加した試料の方がＰ無添加の試料よりも鉄
損Ｗ1.33/50が低下している。Ｐを添加した試料の場
合、熱処理温度が６５０〜６７５℃の範囲で０．１Ｗ／
ｋｇ以下の鉄損Ｗ1.33/50を示している。以上のことか
ら、Ｐを添加したＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃ
（ｃ＝０．５，１）なる組成の試料の場合、最適な熱処
理温度は６５０〜６７５℃の範囲であり、この範囲で高
実効透磁率μ’、低保磁力Ｈｃ及び低鉄損Ｗ1.33/50を
示し、軟磁気特性に優れることがわかる。
は、Ｐを０．５〜１原子％添加した試料の方がＰ無添加
の試料よりも実効透磁率μ’が向上している。また、Ｐ
を添加した試料の場合、熱処理温度が６５０〜６７５℃
の範囲で４００００〜４５０００の実効透磁率μ’を示
している。次に保磁力Ｈｃについては、Ｐを０．５〜１
原子％添加した試料の方がＰ無添加の試料よりも保磁力
Ｈｃが低下している。また、熱処理温度の依存性につい
ては、５５０〜６７５℃の間では３．２〜６．４Ａ／ｍ
の値を示しているが、６７５℃を越えると急激に増加し
ている。次に、鉄損Ｗ1.33/50については、Ｐを０．５
〜１原子％添加した試料の方がＰ無添加の試料よりも鉄
損Ｗ1.33/50が低下している。Ｐを添加した試料の場
合、熱処理温度が６５０〜６７５℃の範囲で０．１Ｗ／
ｋｇ以下の鉄損Ｗ1.33/50を示している。以上のことか
ら、Ｐを添加したＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃ
（ｃ＝０．５，１）なる組成の試料の場合、最適な熱処
理温度は６５０〜６７５℃の範囲であり、この範囲で高
実効透磁率μ’、低保磁力Ｈｃ及び低鉄損Ｗ1.33/50を
示し、軟磁気特性に優れることがわかる。
【０１０７】次に、飽和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、
磁歪定数λｓ及び平均結晶粒径Ｄについては、Ｐの添加
による効果が特に見られない。またこれらの各特性の熱
処理温度の依存性については、磁歪定数λｓが熱処理温
度に比例して高くなり、また残留磁化Ｂｒが６７５℃を
越えて急激に高くなるが、飽和磁束密度Ｂｓ、平均結晶
粒径Ｄについては大きな変化は見られない。従って図４
の結果からは、Ｐの添加により、各合金薄帯試料の実効
透磁率μ’が高くなり、保磁力Ｈｃ及び低鉄損Ｗ
1.33/50が低くなることがわかる。尚、どの試料も、元
素ＭとしてＮｂのみが添加されているため、大気中での
液体急冷によっても酸化することがなく、良好な磁気特
性を示している。
磁歪定数λｓ及び平均結晶粒径Ｄについては、Ｐの添加
による効果が特に見られない。またこれらの各特性の熱
処理温度の依存性については、磁歪定数λｓが熱処理温
度に比例して高くなり、また残留磁化Ｂｒが６７５℃を
越えて急激に高くなるが、飽和磁束密度Ｂｓ、平均結晶
粒径Ｄについては大きな変化は見られない。従って図４
の結果からは、Ｐの添加により、各合金薄帯試料の実効
透磁率μ’が高くなり、保磁力Ｈｃ及び低鉄損Ｗ
1.33/50が低くなることがわかる。尚、どの試料も、元
素ＭとしてＮｂのみが添加されているため、大気中での
液体急冷によっても酸化することがなく、良好な磁気特
性を示している。
【０１０８】［実験例６］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８４Ｎｂ６．７Ｂ
９．３−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１）なる組
成とし、急冷後の熱処理温度を６５０〜７００℃とする
とともに熱処理時間を約５分としたこと以外は実験例２
と同様にして合金薄帯試料を得た。
９．３−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１）なる組
成とし、急冷後の熱処理温度を６５０〜７００℃とする
とともに熱処理時間を約５分としたこと以外は実験例２
と同様にして合金薄帯試料を得た。
【０１０９】（測定）得られた合金薄帯試料の印加磁界
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各磁気特性の熱処理温度依存性を図５に示す。各磁
気特性の測定は実験例１の場合と同様にして行った。
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各磁気特性の熱処理温度依存性を図５に示す。各磁
気特性の測定は実験例１の場合と同様にして行った。
【０１１０】図５から明らかなように、磁束密度Ｂ10及
び残留磁化Ｂｒについては、Ｐの添加による顕著な効果
は特に見られない。またこれらの各特性の熱処理温度の
依存性については、残留磁化Ｂｒが６７５℃を越えて急
激に高くなるものの、磁束密度Ｂ10については大きな変
化が見られない。次に透磁率については、Ｐを０．５原
子％添加した試料が６５０℃の熱処理温度のときに４５
０００以上を示し、優れた実効透磁率μ’を示すことが
わかる。Ｐを１原子％添加した試料では、熱処理温度が
７００℃のときでも２００００の実効透磁率μ’を示
し、これはＰが０〜０．５原子％の試料よりも高い値で
ある。従ってＰを１原子％添加することにより、高温で
の耐熱性が向上するものと考えられる。次に保磁力Ｈｃ
については、熱処理温度が６５０℃のときに、Ｐを０．
５原子％添加した試料が０．１６Ａ／ｍの保磁力Ｈｃを
示すとともにＰが１原子％の試料が４．８Ａ／ｍ程度の
保磁力Ｈｃを示しており、Ｐ無添加の試料よりも保磁力
Ｈｃが低くなっている。尚、どの試料でも熱処理温度が
６７５℃を越えると保磁力Ｈｃが急激に増加しているこ
とがわかる。以上のことから、Ｐを添加したＦｅ８４Ｎ
ｂ６．７Ｂ９．３−ｃＰｃ（ｃ＝０．５，１）なる組成
の試料の場合、熱処理温度が６５０℃前後の範囲で高実
効透磁率μ’及び低保磁力Ｈｃを示し、軟磁気特性に優
れることがわかる。尚、どの試料も、元素ＭとしてＮｂ
のみが添加されているため、大気中での液体急冷によっ
ても酸化することがなく、良好な磁気特性を示してい
る。
び残留磁化Ｂｒについては、Ｐの添加による顕著な効果
は特に見られない。またこれらの各特性の熱処理温度の
依存性については、残留磁化Ｂｒが６７５℃を越えて急
激に高くなるものの、磁束密度Ｂ10については大きな変
化が見られない。次に透磁率については、Ｐを０．５原
子％添加した試料が６５０℃の熱処理温度のときに４５
０００以上を示し、優れた実効透磁率μ’を示すことが
わかる。Ｐを１原子％添加した試料では、熱処理温度が
７００℃のときでも２００００の実効透磁率μ’を示
し、これはＰが０〜０．５原子％の試料よりも高い値で
ある。従ってＰを１原子％添加することにより、高温で
の耐熱性が向上するものと考えられる。次に保磁力Ｈｃ
については、熱処理温度が６５０℃のときに、Ｐを０．
５原子％添加した試料が０．１６Ａ／ｍの保磁力Ｈｃを
示すとともにＰが１原子％の試料が４．８Ａ／ｍ程度の
保磁力Ｈｃを示しており、Ｐ無添加の試料よりも保磁力
Ｈｃが低くなっている。尚、どの試料でも熱処理温度が
６７５℃を越えると保磁力Ｈｃが急激に増加しているこ
とがわかる。以上のことから、Ｐを添加したＦｅ８４Ｎ
ｂ６．７Ｂ９．３−ｃＰｃ（ｃ＝０．５，１）なる組成
の試料の場合、熱処理温度が６５０℃前後の範囲で高実
効透磁率μ’及び低保磁力Ｈｃを示し、軟磁気特性に優
れることがわかる。尚、どの試料も、元素ＭとしてＮｂ
のみが添加されているため、大気中での液体急冷によっ
ても酸化することがなく、良好な磁気特性を示してい
る。
【０１１１】［実験例７］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８４．５Ｎｂ６．５
Ｂ９−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１）なる組成
とし、急冷後の熱処理温度を６２５〜７２５℃とすると
ともに熱処理時間を約５分としたこと以外は実験例２と
同様にして合金薄帯試料を得た。
Ｂ９−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１）なる組成
とし、急冷後の熱処理温度を６２５〜７２５℃とすると
ともに熱処理時間を約５分としたこと以外は実験例２と
同様にして合金薄帯試料を得た。
【０１１２】（測定）得られた合金薄帯試料の印加磁界
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各磁気特性の熱処理温度依存性を図６に示す。各磁
気特性の測定は実験例１の場合と同様にして行った。
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各磁気特性の熱処理温度依存性を図６に示す。各磁
気特性の測定は実験例１の場合と同様にして行った。
【０１１３】図６から明らかなように、磁束密度Ｂ10に
ついては、熱処理温度６７５℃以下の範囲において、Ｐ
の添加による顕著な効果は特に見られない。また残留磁
化Ｂｒについては、どの熱処理温度の範囲でもＰの添加
によって残留磁化Ｂｒが向上しており、熱処理温度が６
７５℃を越えると急激に高くなっている。次に透磁率に
ついては、６５０〜６７５℃の熱処理温度のときに、Ｐ
を０．５〜１原子％添加した試料が４００００以上の実
効透磁率μ’を示すことがわかる。一方、Ｐ無添加の試
料では、実効透磁率μ’が最高でも３００００程度に留
まっており、実効透磁率μ’がＰの添加によって顕著に
向上することがわかる。次に保磁力Ｈｃについては、熱
処理温度が６５０〜６７５℃のときに、Ｐを０．５〜１
原子％添加した試料が０．１６Ａ／ｍ程度の保磁力Ｈｃ
を示しており、Ｐ無添加の試料よりも保磁力Ｈｃが低く
なっている。尚、Ｐを添加した試料では熱処理温度が６
７５℃を越えると保磁力Ｈｃが急激に増加していること
がわかる。以上のことから、Ｐを添加したＦｅ８４．５
Ｎｂ６．５Ｂ９−ｃＰｃ（ｃ＝０．５，１）なる組成の
試料の場合、熱処理温度が６５０〜６７５℃の範囲で高
実効透磁率μ’及び低保磁力Ｈｃを示し、軟磁気特性に
優れることがわかる。尚、どの試料も、元素ＭとしてＮ
ｂのみが添加されているため、大気中での液体急冷によ
っても酸化することがなく、良好な磁気特性を示してい
る。
ついては、熱処理温度６７５℃以下の範囲において、Ｐ
の添加による顕著な効果は特に見られない。また残留磁
化Ｂｒについては、どの熱処理温度の範囲でもＰの添加
によって残留磁化Ｂｒが向上しており、熱処理温度が６
７５℃を越えると急激に高くなっている。次に透磁率に
ついては、６５０〜６７５℃の熱処理温度のときに、Ｐ
を０．５〜１原子％添加した試料が４００００以上の実
効透磁率μ’を示すことがわかる。一方、Ｐ無添加の試
料では、実効透磁率μ’が最高でも３００００程度に留
まっており、実効透磁率μ’がＰの添加によって顕著に
向上することがわかる。次に保磁力Ｈｃについては、熱
処理温度が６５０〜６７５℃のときに、Ｐを０．５〜１
原子％添加した試料が０．１６Ａ／ｍ程度の保磁力Ｈｃ
を示しており、Ｐ無添加の試料よりも保磁力Ｈｃが低く
なっている。尚、Ｐを添加した試料では熱処理温度が６
７５℃を越えると保磁力Ｈｃが急激に増加していること
がわかる。以上のことから、Ｐを添加したＦｅ８４．５
Ｎｂ６．５Ｂ９−ｃＰｃ（ｃ＝０．５，１）なる組成の
試料の場合、熱処理温度が６５０〜６７５℃の範囲で高
実効透磁率μ’及び低保磁力Ｈｃを示し、軟磁気特性に
優れることがわかる。尚、どの試料も、元素ＭとしてＮ
ｂのみが添加されているため、大気中での液体急冷によ
っても酸化することがなく、良好な磁気特性を示してい
る。
【０１１４】［実験例８］ （試料の製造）合金の組成を表３に示す組成とし、急冷
後の熱処理温度を６５０〜７００℃とするとともに熱処
理時間を約５分としたこと以外は実験例２と同様にして
合金薄帯試料を得た。
後の熱処理温度を６５０〜７００℃とするとともに熱処
理時間を約５分としたこと以外は実験例２と同様にして
合金薄帯試料を得た。
【０１１５】「表３」 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5 Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ9 Ｆｅ85Ｎｂ6.5Ｂ8.5 Ｆｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ0.5 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5 Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ0.5 Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ1 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1 Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1.5 Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2
【０１１６】（測定）得られた合金薄帯試料の１ｋＨｚ
における実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂ
ｓ、残留磁化Ｂｒ、磁歪定数λｓ及び鉄損Ｗ１．３３／
５０を測定した。各特性の組成依存性を図７〜１２に示
す。図中のプロットの添え字は、各特性値を示す。磁歪
定数λｓの測定は歪みゲージにより行い、他の磁気特性
の測定は実験例１の場合と同様にして行った。また、急
冷直後であって熱処理前の急冷薄帯の組織の状態をＸ線
回折法により調査した。組織全体が非晶質相であった試
料は、図中白丸印（amor.）のプロットで示し、組織の
一部にbcc−Fe相が析出した試料は、図中半黒塗りの丸
印(bcc(200))のプロットで示した。
における実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂ
ｓ、残留磁化Ｂｒ、磁歪定数λｓ及び鉄損Ｗ１．３３／
５０を測定した。各特性の組成依存性を図７〜１２に示
す。図中のプロットの添え字は、各特性値を示す。磁歪
定数λｓの測定は歪みゲージにより行い、他の磁気特性
の測定は実験例１の場合と同様にして行った。また、急
冷直後であって熱処理前の急冷薄帯の組織の状態をＸ線
回折法により調査した。組織全体が非晶質相であった試
料は、図中白丸印（amor.）のプロットで示し、組織の
一部にbcc−Fe相が析出した試料は、図中半黒塗りの丸
印(bcc(200))のプロットで示した。
【０１１７】まず、急冷直後の急冷薄帯の組織について
は、図７〜図１２に示すように、Ｐを添加した試料の組
織の全体が非晶質相になっている。一方、Ｐが無添加の
試料では組織中にbcc-Fe相が析出しており、完全な非晶
質合金が得られていないことがわかる。次に、実効透磁
率μ’については、図７に示すように、図中破線で示す
範囲内にある組成の合金薄帯試料、即ちＦｅ84Ｎｂ6.5
Ｂ9Ｐ0.5、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8. 5Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5
Ｂ8.5Ｐ1、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8
Ｐ 1.5なる組成の試料で、４００００以上の実効透磁率
μ’を示している。そして特に図中一点鎖線で示す範囲
内にある組成の合金薄帯試料、即ちＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ
0.5及びＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1なる組成の試料がそれぞ
れ、４７１００及び５０６００の実効透磁率μ’を示し
ている。また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2なる組成の試料
でも実効透磁率μ’が３９１００を示しており、４００
００には及ばないものの、比較的高い実効透磁率μ’を
示している。
は、図７〜図１２に示すように、Ｐを添加した試料の組
織の全体が非晶質相になっている。一方、Ｐが無添加の
試料では組織中にbcc-Fe相が析出しており、完全な非晶
質合金が得られていないことがわかる。次に、実効透磁
率μ’については、図７に示すように、図中破線で示す
範囲内にある組成の合金薄帯試料、即ちＦｅ84Ｎｂ6.5
Ｂ9Ｐ0.5、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8. 5Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5
Ｂ8.5Ｐ1、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8
Ｐ 1.5なる組成の試料で、４００００以上の実効透磁率
μ’を示している。そして特に図中一点鎖線で示す範囲
内にある組成の合金薄帯試料、即ちＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ
0.5及びＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1なる組成の試料がそれぞ
れ、４７１００及び５０６００の実効透磁率μ’を示し
ている。また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2なる組成の試料
でも実効透磁率μ’が３９１００を示しており、４００
００には及ばないものの、比較的高い実効透磁率μ’を
示している。
【０１１８】次に保磁力Ｈｃについては、図８に示すよ
うに、図中破線で示す範囲内にある組成の合金薄帯試
料、即ちＰを添加した試料（Ｆｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ
0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5 、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8.5
Ｐ0.5、Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ1、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ
1、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1.5、
Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2なる組成の各試料）で、４．４
Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを示している。そして特に図中
一点鎖線で示す範囲内にある組成の合金薄帯試料、即ち
Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1及びＦ
ｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1.5なる組成の試料がそれぞれ、３．
６Ａ／ｍ、３．８Ａ／ｍ及び３．５Ａ／ｍの保磁力Ｈｃ
を示している。
うに、図中破線で示す範囲内にある組成の合金薄帯試
料、即ちＰを添加した試料（Ｆｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ
0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5 、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8.5
Ｐ0.5、Ｆｅ83Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ1、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ
1、Ｆｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1.5、
Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2なる組成の各試料）で、４．４
Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを示している。そして特に図中
一点鎖線で示す範囲内にある組成の合金薄帯試料、即ち
Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1及びＦ
ｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8Ｐ1.5なる組成の試料がそれぞれ、３．
６Ａ／ｍ、３．８Ａ／ｍ及び３．５Ａ／ｍの保磁力Ｈｃ
を示している。
【０１１９】従って、図７及び図８から明らかなよう
に、Ｐの組成比を０．５〜２原子％の範囲にするととも
にＢの組成比を９原子％以下にすると、高い実効透磁率
μ’と低い保磁力Ｈｃが得られることがわかる。
に、Ｐの組成比を０．５〜２原子％の範囲にするととも
にＢの組成比を９原子％以下にすると、高い実効透磁率
μ’と低い保磁力Ｈｃが得られることがわかる。
【０１２０】次に、飽和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ及
び磁歪定数λｓについては、図９、図１０及び図１１に
示すように、Ｐを添加したいずれの試料においても明確
な組成依存性は見られないことがわかる。すなわち、飽
和磁束密度Ｂｓは１．５６〜１．６Ｔの範囲であり、残
留磁化Ｂｒは０．６１〜０．７９Ｔの範囲であり、磁歪
定数λｓは０．１６×１０-6〜０．４９×１０-6の範囲
であり、いずれの磁気特性についても合金組成による大
きな差は見られない。
び磁歪定数λｓについては、図９、図１０及び図１１に
示すように、Ｐを添加したいずれの試料においても明確
な組成依存性は見られないことがわかる。すなわち、飽
和磁束密度Ｂｓは１．５６〜１．６Ｔの範囲であり、残
留磁化Ｂｒは０．６１〜０．７９Ｔの範囲であり、磁歪
定数λｓは０．１６×１０-6〜０．４９×１０-6の範囲
であり、いずれの磁気特性についても合金組成による大
きな差は見られない。
【０１２１】次に、鉄損Ｗ1.33/50については、図１２
に示すように、図中破線で示す範囲内の組成の合金薄帯
試料、即ちＦｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5
Ｂ9Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1なる組成の試料で、
０．１０５Ｗ／ｋｇ以下の鉄損Ｗ1.33/50を示してい
る。そして特に図中一点鎖線で示す範囲内にある組成の
合金薄帯試料、即ちＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5及びＦｅ84
Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1なる組成の試料がそれぞれ、０．０８
９Ｗ／ｋｇ及び０．０９３Ｗ／ｋｇの鉄損Ｗ1.33/50を
示している。また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2なる組成の
試料でも０．１１８Ｗ／ｋｇの鉄損Ｗ1 .33/50を示して
おり、０．１Ｗ／ｋｇには及ばないものの比較的低い鉄
損Ｗ1.33 /50を示していることがわかる。
に示すように、図中破線で示す範囲内の組成の合金薄帯
試料、即ちＦｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5
Ｂ9Ｐ0.5、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1なる組成の試料で、
０．１０５Ｗ／ｋｇ以下の鉄損Ｗ1.33/50を示してい
る。そして特に図中一点鎖線で示す範囲内にある組成の
合金薄帯試料、即ちＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5及びＦｅ84
Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1なる組成の試料がそれぞれ、０．０８
９Ｗ／ｋｇ及び０．０９３Ｗ／ｋｇの鉄損Ｗ1.33/50を
示している。また、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2なる組成の
試料でも０．１１８Ｗ／ｋｇの鉄損Ｗ1 .33/50を示して
おり、０．１Ｗ／ｋｇには及ばないものの比較的低い鉄
損Ｗ1.33 /50を示していることがわかる。
【０１２２】［実験例９］ （試料の製造）実験例１と同様にして原料を調整し、そ
れをＡｒ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。そして、この母合金を実験
例１と同様にして、図１に示す合金薄帯製造装置を用い
た液体急冷法により、各種の急冷薄帯を得た。なお、実
験例１と同様に、第１〜第４のガスフローノズル５１、
５２、５３、５４は作動させず、ガスフローなしで急冷
薄帯の作製を行った。得られた急冷薄帯は、Ｆｅ８４−
ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃ及びＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ
９．５−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１、１．
５）なる組成の非晶質合金であった。
れをＡｒ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。そして、この母合金を実験
例１と同様にして、図１に示す合金薄帯製造装置を用い
た液体急冷法により、各種の急冷薄帯を得た。なお、実
験例１と同様に、第１〜第４のガスフローノズル５１、
５２、５３、５４は作動させず、ガスフローなしで急冷
薄帯の作製を行った。得られた急冷薄帯は、Ｆｅ８４−
ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃ及びＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ
９．５−ｃＰｃ（ただし、ｃは０，０．５，１、１．
５）なる組成の非晶質合金であった。
【０１２３】（測定）得られた急冷薄帯について、昇温
速度４０Ｋ／分の条件でＤＳＣ測定(Differential Scan
ing Caloriemeter:示差走査熱量測定)を行い、ＤＳＣ曲
線を得た。得られたＤＳＣ曲線から、ｂｃｃ−Ｆｅ相が
析出する温度Ｔｘ1、温度Ｔｘ1'及び化合物相が析出す
る温度Ｔｘ2を測定した。温度Ｔｘ1' はＴｘ1とＴｘ2
との間にある小さな化合物相析出の反応によるものであ
り、組成により現れたり消えたりするものである。各温
度の大小関係はＴｘ1＜Ｔｘ1'＜Ｔｘ2であった。更に、
各急冷薄帯の磁歪定数λｓも同時に測定した。Ｔｘ1、
Ｔｘ1'、Ｔｘ2及び磁歪定数λｓのＰ濃度依存性を図１
３に示す。また、得られた各急冷薄帯を６７５℃で５分
間の条件で熱処理することにより合金薄帯試料とし、１
ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ及び平均結
晶粒径を測定した。各特性のΔＴｘ(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1)
依存性を図１４に示す。
速度４０Ｋ／分の条件でＤＳＣ測定(Differential Scan
ing Caloriemeter:示差走査熱量測定)を行い、ＤＳＣ曲
線を得た。得られたＤＳＣ曲線から、ｂｃｃ−Ｆｅ相が
析出する温度Ｔｘ1、温度Ｔｘ1'及び化合物相が析出す
る温度Ｔｘ2を測定した。温度Ｔｘ1' はＴｘ1とＴｘ2
との間にある小さな化合物相析出の反応によるものであ
り、組成により現れたり消えたりするものである。各温
度の大小関係はＴｘ1＜Ｔｘ1'＜Ｔｘ2であった。更に、
各急冷薄帯の磁歪定数λｓも同時に測定した。Ｔｘ1、
Ｔｘ1'、Ｔｘ2及び磁歪定数λｓのＰ濃度依存性を図１
３に示す。また、得られた各急冷薄帯を６７５℃で５分
間の条件で熱処理することにより合金薄帯試料とし、１
ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ及び平均結
晶粒径を測定した。各特性のΔＴｘ(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1)
依存性を図１４に示す。
【０１２４】図１３に示すように、ＰをＢ置換で添加し
たＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃなる組成の試料
では、Ｐの組成比が増加するにつれて温度Ｔｘ1及びＴ
ｘ2は低下し、温度Ｔｘ1'はほぼ一定である。即ち、Ｐ
濃度が高まるにつれて温度Ｔｘ 1'と温度Ｔｘ1との温度
差(Ｔｘ1'−Ｔｘ1)が大きくなっている。また磁歪定数
λｓはほとんど変化していない。一方、ＰをＦｅ置換で
添加したＦｅ８４−ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃなる組成
の試料では、Ｐの組成比が増加するにつれて温度Ｔｘ1
は増加し、温度Ｔｘ2は低下し、温度Ｔｘ1'はほぼ一定
である。即ち、Ｐ濃度が高まるにつれて温度Ｔｘ1'と温
度Ｔｘ1との温度差(Ｔｘ1'−Ｔｘ1)が小さくなってい
る。また磁歪定数λｓはＰの組成が０．５原子％を越え
てから急増している。
たＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃなる組成の試料
では、Ｐの組成比が増加するにつれて温度Ｔｘ1及びＴ
ｘ2は低下し、温度Ｔｘ1'はほぼ一定である。即ち、Ｐ
濃度が高まるにつれて温度Ｔｘ 1'と温度Ｔｘ1との温度
差(Ｔｘ1'−Ｔｘ1)が大きくなっている。また磁歪定数
λｓはほとんど変化していない。一方、ＰをＦｅ置換で
添加したＦｅ８４−ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃなる組成
の試料では、Ｐの組成比が増加するにつれて温度Ｔｘ1
は増加し、温度Ｔｘ2は低下し、温度Ｔｘ1'はほぼ一定
である。即ち、Ｐ濃度が高まるにつれて温度Ｔｘ1'と温
度Ｔｘ1との温度差(Ｔｘ1'−Ｔｘ1)が小さくなってい
る。また磁歪定数λｓはＰの組成が０．５原子％を越え
てから急増している。
【０１２５】次に、図１４に示すように、温度Ｔｘ1'及
び温度Ｔｘ1の温度差ΔＴｘ(＝Ｔｘ 1'−Ｔｘ1)と、実効
透磁率μ’保磁力Ｈｃ及び平均結晶粒径との関係をみる
と、ΔＴｘが増加するに従って実効透磁率μ’が増加す
るとともに保磁力Ｈｃが低下しており、軟磁気特性が向
上する傾向にあることがわかる。この軟磁気特性の向上
は、図１４に示すようにΔＴｘが増加する（主にＴｘ1
が減少する）につれて平均化粧粒径が小さくなることか
らも裏付けられる。
び温度Ｔｘ1の温度差ΔＴｘ(＝Ｔｘ 1'−Ｔｘ1)と、実効
透磁率μ’保磁力Ｈｃ及び平均結晶粒径との関係をみる
と、ΔＴｘが増加するに従って実効透磁率μ’が増加す
るとともに保磁力Ｈｃが低下しており、軟磁気特性が向
上する傾向にあることがわかる。この軟磁気特性の向上
は、図１４に示すようにΔＴｘが増加する（主にＴｘ1
が減少する）につれて平均化粧粒径が小さくなることか
らも裏付けられる。
【０１２６】温度Ｔｘ1'及び温度Ｔｘ1の温度差ΔＴｘ
(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1）の拡大は、ｂｃｃ−Ｆｅ相の析出温
度が低下するとともにＴｘ1'における化合物相の析出温
度が上昇することを意味する。これは、軟磁気特性の向
上に寄与するｂｃｃ−Ｆｅ相が充分に析出し、かつ軟磁
気特性を妨害するＴｘ1'における化合物相の析出が比較
的少なくなる温度領域が拡大することを意味する。本実
験例の結果のみからは、ＰをＢ置換で添加したＦｅ８４
Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃなる組成の試料ではＰ濃度
の増加につれて温度差ΔＴｘ(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1)が大き
くなることから軟磁気特性が向上し、ＰをＦｅ置換で添
加したＦｅ８４−ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃなる組成の
試料では、Ｐ濃度の増加につれて温度差ΔＴｘ(＝Ｔｘ
1'−Ｔｘ1)が小さくなることから軟磁気特性の向上が顕
著でないことが予想される。
(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1）の拡大は、ｂｃｃ−Ｆｅ相の析出温
度が低下するとともにＴｘ1'における化合物相の析出温
度が上昇することを意味する。これは、軟磁気特性の向
上に寄与するｂｃｃ−Ｆｅ相が充分に析出し、かつ軟磁
気特性を妨害するＴｘ1'における化合物相の析出が比較
的少なくなる温度領域が拡大することを意味する。本実
験例の結果のみからは、ＰをＢ置換で添加したＦｅ８４
Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃなる組成の試料ではＰ濃度
の増加につれて温度差ΔＴｘ(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1)が大き
くなることから軟磁気特性が向上し、ＰをＦｅ置換で添
加したＦｅ８４−ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃなる組成の
試料では、Ｐ濃度の増加につれて温度差ΔＴｘ(＝Ｔｘ
1'−Ｔｘ1)が小さくなることから軟磁気特性の向上が顕
著でないことが予想される。
【０１２７】実際に図２の結果を見ると、先にも述べた
ようにＰをＢ置換で添加したＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．
５−ｃＰｃなる組成の試料の方が、実効透磁率μ’、保
磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ1.33/50についてＦｅ８４−ｃＮｂ
６．５Ｂ９．５Ｐｃなる組成の試料よりも優れた値を示
しており、これらの結果から軟磁気特性と温度差ΔＴｘ
(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1)との間に高い相関があると考えるこ
とができる。
ようにＰをＢ置換で添加したＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．
５−ｃＰｃなる組成の試料の方が、実効透磁率μ’、保
磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ1.33/50についてＦｅ８４−ｃＮｂ
６．５Ｂ９．５Ｐｃなる組成の試料よりも優れた値を示
しており、これらの結果から軟磁気特性と温度差ΔＴｘ
(＝Ｔｘ1'−Ｔｘ1)との間に高い相関があると考えるこ
とができる。
【０１２８】［実験例１０］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ
９．５、Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９Ｐ０．５及びＦｅ８４
Ｎｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１なる組成とし、急冷後の熱処理
温度Ｔａを５５０、６００、６２５，６５０，６７５，
７００℃とするとともに熱処理時間を約５分の範囲とし
たこと以外は実験例２と同様にして合金薄帯試料を得
た。
９．５、Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９Ｐ０．５及びＦｅ８４
Ｎｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１なる組成とし、急冷後の熱処理
温度Ｔａを５５０、６００、６２５，６５０，６７５，
７００℃とするとともに熱処理時間を約５分の範囲とし
たこと以外は実験例２と同様にして合金薄帯試料を得
た。
【０１２９】（測定）得られた合金薄帯試料の周波数５
０Ｈｚにおける鉄損Ｗ50を測定した。鉄損Ｗ 50を測定す
る際の励磁磁界Ｂｍは、１．１〜１．４４Ｔの範囲とし
た。結果を図１５〜図１７に示す。
０Ｈｚにおける鉄損Ｗ50を測定した。鉄損Ｗ 50を測定す
る際の励磁磁界Ｂｍは、１．１〜１．４４Ｔの範囲とし
た。結果を図１５〜図１７に示す。
【０１３０】図１５〜図１７に示すように、どの組成の
試料でも熱処理温度Ｔａが６７５℃のときに鉄損Ｗ50が
最も小さくなっている。これはほぼ１．１〜１．４Ｔの
Ｂｍの領域にわたって見られる。また、図１６及び図１
７に示すように、Ｐを添加した試料の鉄損Ｗ50は、Ｐが
無添加の図１５に示す試料の鉄損Ｗ50よりも低くなって
おり、Ｐの添加による鉄損Ｗ50低下の効果が顕著に現れ
ていることがわかる。
試料でも熱処理温度Ｔａが６７５℃のときに鉄損Ｗ50が
最も小さくなっている。これはほぼ１．１〜１．４Ｔの
Ｂｍの領域にわたって見られる。また、図１６及び図１
７に示すように、Ｐを添加した試料の鉄損Ｗ50は、Ｐが
無添加の図１５に示す試料の鉄損Ｗ50よりも低くなって
おり、Ｐの添加による鉄損Ｗ50低下の効果が顕著に現れ
ていることがわかる。
【０１３１】また図１６を見ると、Ｆｅ８４Ｎｂ６．５
Ｂ９Ｐ０．５なる組成の試料では、実用的な励磁磁界Ｂ
ｍである１．３３Ｔにおける鉄損が、６２５℃，６５０
℃，６７５℃の熱処理温度Ｔａの場合に０．１Ｗ／ｋｇ
以下となっている。また図１７を見ると、Ｆｅ８４Ｎｂ
６．５Ｂ８．５Ｐ１なる組成の試料では、実用的な励磁
磁界Ｂｍである１．３３Ｔにおける鉄損が、６００℃，
６２５℃，６５０℃，６７５℃の熱処理温度Ｔａの場合
に０．１Ｗ／ｋｇ以下となっている。従って、Ｐが１原
子％の場合はＰが０．５原子％の場合よりも、鉄損を
０．１Ｗ／ｋｇ以下にできる熱処理温度Ｔａの範囲が広
くなり、熱処理条件が緩和されることがわかる。
Ｂ９Ｐ０．５なる組成の試料では、実用的な励磁磁界Ｂ
ｍである１．３３Ｔにおける鉄損が、６２５℃，６５０
℃，６７５℃の熱処理温度Ｔａの場合に０．１Ｗ／ｋｇ
以下となっている。また図１７を見ると、Ｆｅ８４Ｎｂ
６．５Ｂ８．５Ｐ１なる組成の試料では、実用的な励磁
磁界Ｂｍである１．３３Ｔにおける鉄損が、６００℃，
６２５℃，６５０℃，６７５℃の熱処理温度Ｔａの場合
に０．１Ｗ／ｋｇ以下となっている。従って、Ｐが１原
子％の場合はＰが０．５原子％の場合よりも、鉄損を
０．１Ｗ／ｋｇ以下にできる熱処理温度Ｔａの範囲が広
くなり、熱処理条件が緩和されることがわかる。
【０１３２】［実験例１１］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ
９．５−ｃ１Ｐｃ１Ｇａ1（ただし、ｃ1は０，０．５，
１）なる組成、及びＦｅ８３ーｃ２Ｎｂ６．５Ｂ９．５
Ｐｃ２Ｇａ1（ただし、ｃ2は１、１．６）なる組成と
し、急冷後の熱処理温度を５７５〜７００℃とするとと
もに熱処理時間を５分としたこと以外は実験例２と同様
にして合金薄帯試料を得た。
９．５−ｃ１Ｐｃ１Ｇａ1（ただし、ｃ1は０，０．５，
１）なる組成、及びＦｅ８３ーｃ２Ｎｂ６．５Ｂ９．５
Ｐｃ２Ｇａ1（ただし、ｃ2は１、１．６）なる組成と
し、急冷後の熱処理温度を５７５〜７００℃とするとと
もに熱処理時間を５分としたこと以外は実験例２と同様
にして合金薄帯試料を得た。
【０１３３】（測定）得られた合金薄帯試料の印加磁界
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各特性の熱処理温度依存性を図１８に示す。
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各特性の熱処理温度依存性を図１８に示す。
【０１３４】図１８から明らかなように、磁束密度Ｂ10
及び残留磁化Ｂｒについては、Ｐの添加による効果が特
に見られず、またＰをＢ置換若しくはＦｅ置換で添加し
たことによる差も明確ではない。次に実効透磁率μ’に
ついては、ＰをＢ置換で０．５〜１原子％添加した試料
が、他の試料よりも高い実効透磁率μ’を示している。
特に熱処理温度が７００℃のときにＦｅ８３Ｎｂ６．５
Ｂ９Ｐ０．５Ｇａ1なる組成の試料が４３０００程度の
実効透磁率μ’を示すとともにＦｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ
８．５Ｐ１Ｇａ1なる組成の試料が３８０００程度の実
効透磁率μ’を示している。従って、Ｇａを添加した場
合でも、Ｐの添加による実効透磁率μ’の向上の効果が
得られることがわかる。次に保磁力Ｈｃについては、Ｐ
をＢ置換で０．５〜１原子％添加した試料が、他の試料
よりも低い保磁力Ｈｃを示しており、特に熱処理温度が
７００℃のときにＦｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ９Ｐ０．５Ｇａ
1なる組成の試料が０．２２Ａ／ｍ程度の保磁力Ｈｃを
示すとともにＦｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１Ｇａ1な
る組成の試料が０．３２Ａ／ｍ程度の保磁力Ｈｃを示し
ている。従って、Ｇａを添加した場合でも、Ｐの添加に
よる保磁力Ｈｃの低下の効果が得られることがわかる。
及び残留磁化Ｂｒについては、Ｐの添加による効果が特
に見られず、またＰをＢ置換若しくはＦｅ置換で添加し
たことによる差も明確ではない。次に実効透磁率μ’に
ついては、ＰをＢ置換で０．５〜１原子％添加した試料
が、他の試料よりも高い実効透磁率μ’を示している。
特に熱処理温度が７００℃のときにＦｅ８３Ｎｂ６．５
Ｂ９Ｐ０．５Ｇａ1なる組成の試料が４３０００程度の
実効透磁率μ’を示すとともにＦｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ
８．５Ｐ１Ｇａ1なる組成の試料が３８０００程度の実
効透磁率μ’を示している。従って、Ｇａを添加した場
合でも、Ｐの添加による実効透磁率μ’の向上の効果が
得られることがわかる。次に保磁力Ｈｃについては、Ｐ
をＢ置換で０．５〜１原子％添加した試料が、他の試料
よりも低い保磁力Ｈｃを示しており、特に熱処理温度が
７００℃のときにＦｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ９Ｐ０．５Ｇａ
1なる組成の試料が０．２２Ａ／ｍ程度の保磁力Ｈｃを
示すとともにＦｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１Ｇａ1な
る組成の試料が０．３２Ａ／ｍ程度の保磁力Ｈｃを示し
ている。従って、Ｇａを添加した場合でも、Ｐの添加に
よる保磁力Ｈｃの低下の効果が得られることがわかる。
【０１３５】［実験例１２］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８３．５−ＣＮｂ
６．５Ｂ９．５Ｇａ0.5Ｐｃ（ただし、ｃは０、１、
１．６）なる組成とし、急冷後の熱処理温度を５７５〜
７００℃とするとともに熱処理時間を５分の範囲とした
こと以外は実験例２と同様にして合金薄帯試料を得た。
６．５Ｂ９．５Ｇａ0.5Ｐｃ（ただし、ｃは０、１、
１．６）なる組成とし、急冷後の熱処理温度を５７５〜
７００℃とするとともに熱処理時間を５分の範囲とした
こと以外は実験例２と同様にして合金薄帯試料を得た。
【０１３６】（測定）得られた合金薄帯試料の印加磁界
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各特性の熱処理温度依存性を図１９に示す。
１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃを測定し
た。各特性の熱処理温度依存性を図１９に示す。
【０１３７】図１９から明らかなように、磁束密度Ｂ10
及び残留磁化Ｂｒについては、Ｐの添加による効果が特
に見られず、またＰをＢ置換若しくはＦｅ置換で添加し
たことによる差も明確ではない。次に実効透磁率μ’に
ついては、Ｐの添加による効果が特に見られず、またＰ
をＢ置換若しくはＦｅ置換で添加したことによる差も明
確ではない。次に保磁力Ｈｃについては、Ｐを０．５〜
１原子％添加した試料が、Ｐが無添加の試料よりも若干
低い保磁力Ｈｃを示している。従って、ＰをＦｅ置換で
添加するとともにＧａを添加した場合には、保磁力Ｈｃ
が若干低下する傾向にあり、軟磁気特性が僅かではある
が向上している。
及び残留磁化Ｂｒについては、Ｐの添加による効果が特
に見られず、またＰをＢ置換若しくはＦｅ置換で添加し
たことによる差も明確ではない。次に実効透磁率μ’に
ついては、Ｐの添加による効果が特に見られず、またＰ
をＢ置換若しくはＦｅ置換で添加したことによる差も明
確ではない。次に保磁力Ｈｃについては、Ｐを０．５〜
１原子％添加した試料が、Ｐが無添加の試料よりも若干
低い保磁力Ｈｃを示している。従って、ＰをＦｅ置換で
添加するとともにＧａを添加した場合には、保磁力Ｈｃ
が若干低下する傾向にあり、軟磁気特性が僅かではある
が向上している。
【０１３８】［実験例１３］ （試料の製造）合金の組成を、Ｆｅ８４−ｄＮｂ６．５
Ｂ９Ｐ０．５Ｌａd、及びＦｅ８４−ｄＮｂ６．５Ｂ
８．５Ｐ１Ｌａd（ただし、ｄは０，０．０５，０．
１、０．２）なる組成としたこと以外は実験例２と同様
にして合金薄帯試料を得た。
Ｂ９Ｐ０．５Ｌａd、及びＦｅ８４−ｄＮｂ６．５Ｂ
８．５Ｐ１Ｌａd（ただし、ｄは０，０．０５，０．
１、０．２）なる組成としたこと以外は実験例２と同様
にして合金薄帯試料を得た。
【０１３９】（測定）得られた合金薄帯試料の１ｋＨｚ
における実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂ
ｓ（図中実線）、磁歪定数λｓ（図中破線）及び鉄損Ｗ
１．３３／５０を測定した。結果を図２０に示す。
における実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂ
ｓ（図中実線）、磁歪定数λｓ（図中破線）及び鉄損Ｗ
１．３３／５０を測定した。結果を図２０に示す。
【０１４０】図２０から明らかなように、どの組成の試
料でも、４００００以上の実効透磁率μ’を示している
ことがわかる。Ｌａ濃度の向上とともに実効透磁率μ’
が若干低下する傾向にあるが、それでも従来の軟磁性合
金に比べて高い水準にある。また保磁力ＨｃはＬａが増
加するにつれて増加する傾向にあるが、Ｌａが０．２原
子％のときでも０．４８Ａ／ｍ以下の低い値を示してい
る。また、飽和磁束密度Ｂｓ及び磁歪定数λｓについて
は、Ｌａの組成比ｄが増加しても大きな変化はない。ま
た鉄損Ｗ１．３３／５０はＬａが０〜０．１原子％のと
きに０．１Ｗ／ｋｇ以下を示している。以上のことか
ら、Ｌａを添加する場合は、０〜０．１原子％の範囲で
添加することにより、高実効透磁率μ’で低保磁力Ｈｃ
かつ低鉄損Ｗ1.33/50の軟磁性合金を得ることができ
る。
料でも、４００００以上の実効透磁率μ’を示している
ことがわかる。Ｌａ濃度の向上とともに実効透磁率μ’
が若干低下する傾向にあるが、それでも従来の軟磁性合
金に比べて高い水準にある。また保磁力ＨｃはＬａが増
加するにつれて増加する傾向にあるが、Ｌａが０．２原
子％のときでも０．４８Ａ／ｍ以下の低い値を示してい
る。また、飽和磁束密度Ｂｓ及び磁歪定数λｓについて
は、Ｌａの組成比ｄが増加しても大きな変化はない。ま
た鉄損Ｗ１．３３／５０はＬａが０〜０．１原子％のと
きに０．１Ｗ／ｋｇ以下を示している。以上のことか
ら、Ｌａを添加する場合は、０〜０．１原子％の範囲で
添加することにより、高実効透磁率μ’で低保磁力Ｈｃ
かつ低鉄損Ｗ1.33/50の軟磁性合金を得ることができ
る。
【０１４１】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
軟磁性合金は、１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした
微細な結晶粒を析出させてなり、元素Ｔと、元素Ｍと、
元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原
子％以上１２原子％以下の範囲であり、微細なｂｃｃ−
Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の
相））の結晶粒が多数析出して結晶磁気異方性がこれら
の微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるの
で、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くで
きる。またＰを０．１〜１２原子％の範囲で含むので、
合金の比抵抗を高めることができ、渦電流の発生が少な
くなって鉄損を低減できる。
軟磁性合金は、１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした
微細な結晶粒を析出させてなり、元素Ｔと、元素Ｍと、
元素Ｘと、Ｐ（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原
子％以上１２原子％以下の範囲であり、微細なｂｃｃ−
Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の
相））の結晶粒が多数析出して結晶磁気異方性がこれら
の微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるの
で、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くで
きる。またＰを０．１〜１２原子％の範囲で含むので、
合金の比抵抗を高めることができ、渦電流の発生が少な
くなって鉄損を低減できる。
【図１】 本発明の実施形態である軟磁性合金を製造
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。
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-cＮｂ6.5Ｂ9.5Ｐc及びＦｅ84Ｎｂ
6.5Ｂ9.5-cＰc（ただし、ｃは０，０．５，１、１．
５、２）なる組成の軟磁性合金の実効透磁率μ’、保磁
力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ及び鉄損Ｗ
1.33/50のＰの組成依存性を示すグラフである。
6.5Ｂ9.5-cＰc（ただし、ｃは０，０．５，１、１．
５、２）なる組成の軟磁性合金の実効透磁率μ’、保磁
力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ及び鉄損Ｗ
1.33/50のＰの組成依存性を示すグラフである。
【図３】 Ｆｅ８４Ｎｂ６。５Ｂ９−ｃＰｃ、Ｆｅ８
４Ｎｂ６Ｂ１０−ｃＰｃ及びＦｅ８４Ｎｂ６Ｂ１０−ｃ
Ｐｃ（ただし、ｃは０，０．５，１、１．５）なる組成
の軟磁性合金の飽和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ
１．３３／５０のＰの組成依存性を示すグラフである。
４Ｎｂ６Ｂ１０−ｃＰｃ及びＦｅ８４Ｎｂ６Ｂ１０−ｃ
Ｐｃ（ただし、ｃは０，０．５，１、１．５）なる組成
の軟磁性合金の飽和磁束密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ及び鉄損Ｗ
１．３３／５０のＰの組成依存性を示すグラフである。
【図４】 Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃ（た
だし、ｃは０，０．５，１）なる組成の軟磁性合金の１
ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束
密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、磁歪定数λｓ、結晶粒の平均
結晶粒径Ｄ及び鉄損Ｗ１．３３／５０の熱処理温度Ｔａ
依存性を示すグラフである。
だし、ｃは０，０．５，１）なる組成の軟磁性合金の１
ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力Ｈｃ、飽和磁束
密度Ｂｓ、残留磁化Ｂｒ、磁歪定数λｓ、結晶粒の平均
結晶粒径Ｄ及び鉄損Ｗ１．３３／５０の熱処理温度Ｔａ
依存性を示すグラフである。
【図５】 Ｆｅ８４Ｎｂ６．７Ｂ９．３−ｃＰｃ（た
だし、ｃは０，０．５，１）なる組成の軟磁性合金の印
加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂ
ｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃの
熱処理温度Ｔａ依存性を示すグラフである。
だし、ｃは０，０．５，１）なる組成の軟磁性合金の印
加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂ
ｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃの
熱処理温度Ｔａ依存性を示すグラフである。
【図６】 Ｆｅ８４．５Ｎｂ６．５Ｂ９−ｃＰｃ（た
だし、ｃは０，０．５，１）なる組成の軟磁性合金の印
加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂ
ｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃの
熱処理温度Ｔａ依存性を示すグラフである。
だし、ｃは０，０．５，１）なる組成の軟磁性合金の印
加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂ
ｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃの
熱処理温度Ｔａ依存性を示すグラフである。
【図７】 軟磁性合金の１ｋＨｚにおける実効透磁率
μ’の組成依存性を示すグラフである。
μ’の組成依存性を示すグラフである。
【図８】 軟磁性合金の保磁力Ｈｃの組成依存性を示
すグラフである。
すグラフである。
【図９】 軟磁性合金の飽和磁束密度Ｂｓの組成依存
性を示すグラフである。
性を示すグラフである。
【図１０】 軟磁性合金の残留磁化Ｂｒの組成依存性
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図１１】 軟磁性合金の磁歪定数λｓの組成依存性
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図１２】 軟磁性合金の鉄損Ｗ１．３３／５０の組
成依存性を示すグラフである。
成依存性を示すグラフである。
【図１３】 Ｆｅ８４−ｃＮｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃ及
びＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃ（ただし、ｃは
０，０．５，１、１．５）なる組成の非晶質合金のｂｃ
ｃ−Ｆｅ相が析出する温度Ｔｘ1、温度Ｔｘ1'、化合物
相が析出する温度Ｔｘ2及び磁歪定数λｓのＰ濃度依存
性を示すグラフである。
びＦｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃＰｃ（ただし、ｃは
０，０．５，１、１．５）なる組成の非晶質合金のｂｃ
ｃ−Ｆｅ相が析出する温度Ｔｘ1、温度Ｔｘ1'、化合物
相が析出する温度Ｔｘ2及び磁歪定数λｓのＰ濃度依存
性を示すグラフである。
【図１４】 実効透磁率μ’保磁力Ｈｃ及び平均結晶
粒径と、温度Ｔｘ1'と温度Ｔｘ1との温度差ΔＴｘ(＝Ｔ
ｘ1'−Ｔｘ1)との関係を示すグラフである。
粒径と、温度Ｔｘ1'と温度Ｔｘ1との温度差ΔＴｘ(＝Ｔ
ｘ1'−Ｔｘ1)との関係を示すグラフである。
【図１５】 Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９．５なる組成の軟
磁性合金の周波数５０Ｈｚにおけるい鉄損Ｗ50の励磁磁
界Ｂｍ依存性を示すグラフである。
磁性合金の周波数５０Ｈｚにおけるい鉄損Ｗ50の励磁磁
界Ｂｍ依存性を示すグラフである。
【図１６】 Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ９Ｐ０．５なる組成
の軟磁性合金の周波数５０Ｈｚにおける鉄損Ｗ50の励磁
磁界Ｂｍ依存性を示すグラフである。
の軟磁性合金の周波数５０Ｈｚにおける鉄損Ｗ50の励磁
磁界Ｂｍ依存性を示すグラフである。
【図１７】 Ｆｅ８４Ｎｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１なる組成
の軟磁性合金の周波数５０Ｈｚにおける鉄損Ｗ50の励磁
磁界Ｂｍ依存性を示すグラフである。
の軟磁性合金の周波数５０Ｈｚにおける鉄損Ｗ50の励磁
磁界Ｂｍ依存性を示すグラフである。
【図１８】 Ｆｅ８３Ｎｂ６．５Ｂ９．５−ｃ１Ｐｃ
１Ｇａ1（ただし、ｃ1は０，０．５，１）なる組成、及
びＦｅ８３ーｃ２Ｎｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃ２Ｇａ1（た
だし、ｃ2は１、１．６）なる組成の軟磁性合金の印加
磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、
１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃの熱処
理温度Ｔａ依存性を示すグラフである。
１Ｇａ1（ただし、ｃ1は０，０．５，１）なる組成、及
びＦｅ８３ーｃ２Ｎｂ６．５Ｂ９．５Ｐｃ２Ｇａ1（た
だし、ｃ2は１、１．６）なる組成の軟磁性合金の印加
磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、
１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’及び保磁力Ｈｃの熱処
理温度Ｔａ依存性を示すグラフである。
【図１９】 Ｆｅ８３．５−ＣＮｂ６．５Ｂ９．５Ｇ
ａ0.5Ｐｃ（ただし、ｃは０、１、１．６）なる組成の
軟磁性合金の印加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度
Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’
及び保磁力Ｈｃの熱処理温度Ｔａ依存性を示すグラフで
ある。
ａ0.5Ｐｃ（ただし、ｃは０、１、１．６）なる組成の
軟磁性合金の印加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度
Ｂ10、残留磁化Ｂｒ、１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’
及び保磁力Ｈｃの熱処理温度Ｔａ依存性を示すグラフで
ある。
【図２０】 Ｆｅ８４−ｄＮｂ６．５Ｂ９Ｐ０．５Ｌ
ａd及びＦｅ８４−ｄＮｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１Ｌａd（た
だし、ｄは０，０．０５，０．１、０．２）なる組成の
軟磁性合金の１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力
Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ、磁歪定数λｓ及び鉄損Ｗ１．
３３／５０のＬａ濃度依存性を示すグラフである。
ａd及びＦｅ８４−ｄＮｂ６．５Ｂ８．５Ｐ１Ｌａd（た
だし、ｄは０，０．０５，０．１、０．２）なる組成の
軟磁性合金の１ｋＨｚにおける実効透磁率μ’、保磁力
Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓ、磁歪定数λｓ及び鉄損Ｗ１．
３３／５０のＬａ濃度依存性を示すグラフである。
１ 冷却ロール ２ 溶湯ノズル 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
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4E004 DB02 TA01 TA03 5E041 AA11 AA14 AA17 AA19 CA02 CA05 HB11 NN01 NN06 NN12 NN14 NN15
Claims (20)
- 【請求項１】 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１００ｎｍ以下のｂｃ
ｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性
合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以
上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍ
と、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ
（リン）とを含み、Ｐの組成比が０．１原子％以上１２
原子％以下の範囲であることを特徴とする軟磁性合金。 - 【請求項２】 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１００ｎｍ以下のｂｃ
ｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性
合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以
上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍ
と、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ
（リン）とを含み、元素Ｍの組成比が４原子％以上１０
原子％以下の範囲であり、Ｐの組成比が０．１原子％以
上１２原子％以下の範囲であることを特徴とする軟磁性
合金。 - 【請求項３】 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１００ｎｍ以下のｂｃ
ｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性
合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以
上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍ
と、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ
（リン）とを含み、元素Ｍの組成比が４原子％以上９原
子％以下の範囲であり、Ｐの組成比が０．１原子％以上
１２原子％以下の範囲であることを特徴とする軟磁性合
金。 - 【請求項４】 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１００ｎｍ以下のｂｃ
ｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性
合金であり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以
上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍ
と、Ｂ、Ｃの中から選択される１以上の元素Ｘと、Ｐ
（リン）とを含み、元素Ｍの組成比が４原子％以上９原
子％以下の範囲であり、Ｐの組成比が０．５原子％以上
１０原子％以下の範囲であることを特徴とする軟磁性合
金。 - 【請求項５】 下記の組成式で示されることを特徴と
する請求項１に記載の軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-cＭaＸbＰc 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃは原子％で、４≦ａ
≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ
≦１４である。 - 【請求項６】 下記の組成式で示されることを特徴と
する請求項１に記載の軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-dＭaＸbＰcＲＥd 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐ
ｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１以上の元素であ
り、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは原子％で、４≦ａ≦
１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ＋ｃ≦
１４、０＜ｄ≦５である。 - 【請求項７】 下記の組成式で示されることを特徴と
する請求項１に記載の軟磁性合金。 Ｔ100-a-b-c-eＭaＸbＰcＧａe 但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以
上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の
元素であり、ＸはＢ、Ｃの中から選択される１以上の元
素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは原子％で、４
≦ａ≦１０、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２≦ｂ
＋ｃ≦１４、０＜ｅ≦５である。 - 【請求項８】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｃが原子％
で、４≦ａ≦９、０≦ｂ≦１２、０．１≦ｃ≦１２、２
≦ｂ＋ｃ≦１２であることを特徴とする請求項５ないし
請求項７のいずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項９】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｃが原子％
で、４≦ａ≦９、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦１０、７
≦ｂ＋ｃ≦１０であることを特徴とする請求項５ないし
請求項７のいずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項１０】 前記組成比を示すｄが原子％で、０
＜ｄ≦１であることを特徴とする請求項６、８、９のい
ずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項１１】 前記組成比を示すｄが原子％で、０
＜ｄ≦０．５であることを特徴とする請求項６、８、９
のいずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項１２】 前記組成比を示すｅが原子％で、０
＜ｅ≦１であることを特徴とする請求項７、８，９のい
ずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項１３】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｃが原子
％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ）≦１７の範囲であることを
特徴とする請求項５、８，９のいずれかに記載の軟磁性
合金。 - 【請求項１４】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄが
原子％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）≦１７の範囲であ
ることを特徴とする請求項６、８，９、１０，１１のい
ずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項１５】 前記組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅが
原子％で、１３≦（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｅ）≦１７の範囲であ
ることを特徴とする請求項７、８，９、１２のいずれか
に記載の軟磁性合金。 - 【請求項１６】 前記元素Ｍのうち５０％以上がＮｂ
であり、前記元素ＸがほぼＢであることを特徴とする請
求項１ないし請求項１５のいずれかに記載の軟磁性合
金。 - 【請求項１７】 前記ＲＥがＬａであることを特徴と
する請求項６、１０、１１、１４のいずれかに記載の軟
磁性合金。 - 【請求項１８】 周波数１ｋＨｚにおける実効透磁率
が３００００以上であり、保磁力が６．４Ａ／ｍ以下で
あり、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔにおける鉄
損が０．２Ｗ／ｋｇ以下であることを特徴とする請求項
１ないし請求項１７のいずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項１９】 周波数１ｋＨｚにおける実効透磁率
が４５０００以上であり、保磁力が４．０Ａ／ｍ以下で
あり、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔ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
１ないし請求項１７のいずれかに記載の軟磁性合金。 - 【請求項２０】 大気雰囲気中にて前記合金溶湯を急
冷して前記の非晶質相を主体とする合金を形成し、該合
金を熱処理して得られたものであることを特徴とする請
求項１ないし請求項１９のいずれかに記載の軟磁性合
金。
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|---|---|---|---|
| JP2000367138A JP2002155348A (ja) | 2000-09-08 | 2000-12-01 | 軟磁性合金 |
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|---|---|---|---|
| JP2000274072 | 2000-09-08 | ||
| JP2000-274072 | 2000-09-08 | ||
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Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002155348A true JP2002155348A (ja) | 2002-05-31 |
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|---|---|---|---|
| JP2000367138A Withdrawn JP2002155348A (ja) | 2000-09-08 | 2000-12-01 | 軟磁性合金 |
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100348769C (zh) * | 2004-09-23 | 2007-11-14 | 同济大学 | 一种块体非晶纳米晶双相复合软磁合金的制备方法 |
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2000
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