JP2002322546A - Ｆｅ基軟磁性合金およびそれを用いた磁心 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金およびそれを用いた磁心Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、高い飽和磁束密度と特に優れた軟
磁気特性を兼務するとともに、低損失のＦｅ基軟磁性合
金を提供することを目的の１つとする。 【解決手段】 本発明は、液体急冷法により作製した急
冷薄帯合金を熱処理することにより得られる粒径１００
ｎｍ以下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶
軟磁性合金において、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが
正の値を有する元素である元素Ｑを０.０１原子％以上
必須成分として含むことを特徴とする。
磁気特性を兼務するとともに、低損失のＦｅ基軟磁性合
金を提供することを目的の１つとする。 【解決手段】 本発明は、液体急冷法により作製した急
冷薄帯合金を熱処理することにより得られる粒径１００
ｎｍ以下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶
軟磁性合金において、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが
正の値を有する元素である元素Ｑを０.０１原子％以上
必須成分として含むことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、微細な結晶粒径を
有するＦｅ基軟磁性合金に関するものであり、液体急冷
法により作製される急冷薄帯を熱処理することにより実
現される粒径１００ｎｍ以下のナノメーターオーダーの
微細組織を持ち、高透磁率で、低保磁力の軟磁性材料に
おいて、Ｆｅとの混合エンタルピーが正の元素を添加す
ることでその磁気特性の改善を図ったものである。
有するＦｅ基軟磁性合金に関するものであり、液体急冷
法により作製される急冷薄帯を熱処理することにより実
現される粒径１００ｎｍ以下のナノメーターオーダーの
微細組織を持ち、高透磁率で、低保磁力の軟磁性材料に
おいて、Ｆｅとの混合エンタルピーが正の元素を添加す
ることでその磁気特性の改善を図ったものである。
【０００２】
【従来の技術】柱上トランス 、チョークコイル、磁気
ヘッド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。 低損失であること。 薄い形状が得やすいこと。 磁気ヘッドに適用する場合に耐摩耗性に優れているこ
と。
ヘッド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。 低損失であること。 薄い形状が得やすいこと。 磁気ヘッドに適用する場合に耐摩耗性に優れているこ
と。
【０００３】従って柱上トランス用の磁心材料あるいは
磁気ヘッドを製造する場合、これらの観点から種々の合
金系において材料研究がなされている。従来、前述の用
途に対しては、センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の
結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基およびＣｏ基の
非晶質合金も使用されるようになってきている。
磁気ヘッドを製造する場合、これらの観点から種々の合
金系において材料研究がなされている。従来、前述の用
途に対しては、センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の
結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基およびＣｏ基の
非晶質合金も使用されるようになってきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】然るに柱上トランスの
場合、より一層の小型化、高性能化が要求されているた
め、より軟磁気特性に優れ、低損失な特性が要求される
など、高性能の磁性材料が望まれている。また、磁気ヘ
ッドの場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁
力化に対応するために、より高飽和磁束密度で高性能の
磁気ヘッド用の磁性材料が望まれている。
場合、より一層の小型化、高性能化が要求されているた
め、より軟磁気特性に優れ、低損失な特性が要求される
など、高性能の磁性材料が望まれている。また、磁気ヘ
ッドの場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁
力化に対応するために、より高飽和磁束密度で高性能の
磁気ヘッド用の磁性材料が望まれている。
【０００５】ところが、前記のセンダストは、軟磁気特
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ＫＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ｋＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。一方、非晶質合金において、Ｃ
ｏ基合金は軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１
Ｔ（テスラ）程度と不十分である。また、Ｆｅ基合金は
飽和磁束密度が高く、１.５Ｔあるいはそれ以上のもの
が得られるが、軟磁気特性が不十分な傾向がある。ま
た、非晶質合金の熱安定性は十分ではなく、未だ未解決
の面がある。前述のごとく高飽和磁束密度と優れた軟磁
気特性を兼備することは難しい。また、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、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において
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。
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ＫＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ｋＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。一方、非晶質合金において、Ｃ
ｏ基合金は軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１
Ｔ（テスラ）程度と不十分である。また、Ｆｅ基合金は
飽和磁束密度が高く、１.５Ｔあるいはそれ以上のもの
が得られるが、軟磁気特性が不十分な傾向がある。ま
た、非晶質合金の熱安定性は十分ではなく、未だ未解決
の面がある。前述のごとく高飽和磁束密度と優れた軟磁
気特性を兼備することは難しい。また、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、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において
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。
【０００６】一方、単ロール液体急冷法を用いることに
より、ある組成範囲内で非晶質のほぼ単相の合金が得ら
れることが広く知られている。特に、Ｃｏ基またはＦｅ
基の非晶質合金は、ＣｏおよびＦｅ等の磁性元素を有す
るために磁性を示し、またその構造が非晶質相であるこ
とより、結晶質材料には存在する結晶磁気異方性がな
く、優れた軟磁気特性が得られることがわかっている。
より、ある組成範囲内で非晶質のほぼ単相の合金が得ら
れることが広く知られている。特に、Ｃｏ基またはＦｅ
基の非晶質合金は、ＣｏおよびＦｅ等の磁性元素を有す
るために磁性を示し、またその構造が非晶質相であるこ
とより、結晶質材料には存在する結晶磁気異方性がな
く、優れた軟磁気特性が得られることがわかっている。
【０００７】近年、Ｆｅ基軟磁性合金を結晶化させるこ
とにより、非常に微細なｂｃｃ相を主相とするナノ結晶
組織が得られることが見出されており、この種のナノ結
晶合金は熱処理条件を最適化することによりＦｅ基非晶
質合金よりも優れた軟磁気特性を示すことが報告されて
いる。
とにより、非常に微細なｂｃｃ相を主相とするナノ結晶
組織が得られることが見出されており、この種のナノ結
晶合金は熱処理条件を最適化することによりＦｅ基非晶
質合金よりも優れた軟磁気特性を示すことが報告されて
いる。
【０００８】以上のような背景から本出願人は特公平７
−６５１４５号公報、特許第２８５２５７号公報、特許
第２８７８４７２号公報などに開示されているＦｅ基微
結晶合金を開発し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を両
立した合金を提供した。これらの特許に記載されたＦｅ
基軟磁性合金の１つは、（Ｆｅ1-a Ｚ a）bＢxＭy なる
組成式で示され（ただしＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種また
は２種の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素で
あり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０.０
５、ｂ≦９３原子％、０.５原子％≦ｘ≦１８原子％、
４原子％≦ｙ≦９原子％である。）るものであり、飽和
磁束密度が１.５Ｔ以上であり、１ｋＨｚにおける実効
透磁率が１００００以上のものであった。
−６５１４５号公報、特許第２８５２５７号公報、特許
第２８７８４７２号公報などに開示されているＦｅ基微
結晶合金を開発し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を両
立した合金を提供した。これらの特許に記載されたＦｅ
基軟磁性合金の１つは、（Ｆｅ1-a Ｚ a）bＢxＭy なる
組成式で示され（ただしＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種また
は２種の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素で
あり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙは、０≦ａ≦０.０
５、ｂ≦９３原子％、０.５原子％≦ｘ≦１８原子％、
４原子％≦ｙ≦９原子％である。）るものであり、飽和
磁束密度が１.５Ｔ以上であり、１ｋＨｚにおける実効
透磁率が１００００以上のものであった。
【０００９】また、これらの特許に記載されたＦｅ基軟
磁性合金の他の１つは、（Ｆｅ1-aＺ a）bＢxＭy Ｔ’c
なる組成式で示され（ただしＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種
または２種の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、Ｔ’はＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔから選ば
れた１種または２種以上の元素であり、組成比を示す
ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０.０５、ｂ≦９３原
子％、０.５原子％≦ｘ≦１８原子％、４原子％≦ｙ≦
９原子％、０.２原子％≦ｚ≦４.５原子％である。）る
ものであり、飽和磁束密度が１.５Ｔ以上であり、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率が２００００以上のものであっ
た。
磁性合金の他の１つは、（Ｆｅ1-aＺ a）bＢxＭy Ｔ’c
なる組成式で示され（ただしＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種
または２種の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素
であり、Ｔ’はＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔから選ば
れた１種または２種以上の元素であり、組成比を示す
ａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、０≦ａ≦０.０５、ｂ≦９３原
子％、０.５原子％≦ｘ≦１８原子％、４原子％≦ｙ≦
９原子％、０.２原子％≦ｚ≦４.５原子％である。）る
ものであり、飽和磁束密度が１.５Ｔ以上であり、１ｋ
Ｈｚにおける実効透磁率が２００００以上のものであっ
た。
【００１０】これらのＦｅ基微結晶合金は、優れた透磁
率と高い飽和磁束密度を両立させることができ、高い硬
度と耐摩耗性も兼ね備えたものであった。ところが、本
発明者らがこの種のＦｅ基軟磁性合金を研究するうち
に、Ｆｅとの混合エンタルピーの関係において特定の好
ましい関係にある元素を選択して添加することが、Ｆｅ
基軟磁性合金の特性向上に寄与することを見出し、本願
発明に到達した。
率と高い飽和磁束密度を両立させることができ、高い硬
度と耐摩耗性も兼ね備えたものであった。ところが、本
発明者らがこの種のＦｅ基軟磁性合金を研究するうち
に、Ｆｅとの混合エンタルピーの関係において特定の好
ましい関係にある元素を選択して添加することが、Ｆｅ
基軟磁性合金の特性向上に寄与することを見出し、本願
発明に到達した。
【００１１】本発明の目的は、優れた飽和磁束密度と透
磁率を兼備するとともに、低損失のＦｅ基軟磁性合金を
提供することを目的の１つとする。更に本発明の目的の
１つは、先の特性を兼ね備えた上に、大気中において実
施する急冷法により酸化等による不具合を生じないよう
にしながら製造することができるＦｅ基軟磁性合金の提
供である。
磁率を兼備するとともに、低損失のＦｅ基軟磁性合金を
提供することを目的の１つとする。更に本発明の目的の
１つは、先の特性を兼ね備えた上に、大気中において実
施する急冷法により酸化等による不具合を生じないよう
にしながら製造することができるＦｅ基軟磁性合金の提
供である。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明に係るＦｅ基軟磁
性合金は前記課題を解決するために、液体急冷法により
作製した急冷薄帯合金を熱処理することにより得られる
粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相とし
たナノ結晶軟磁性合金において、Ｆｅとの混合エンタル
ピーΔＨが正の値を有する元素である元素Ｑを０.０１
原子％以上必須成分として含むことを特徴とする。エン
タルピーとは、固体や液体状態にある物質の内部エネル
ギーを意味する。Ｆｅに対する混合エンタルピーΔＨが
正の値を有する元素を添加するということは、Ｆｅと元
素Ｑを混合することにより固体や液体状態にある物質の
内部エネルギーが高くなることを意味し、平衡状態にあ
る２つの物質は分離する傾向が強くなること意味する。
従ってＦｅに元素Ｑを添加した組成の溶湯を急冷する場
合にＦｅを主体とする母相から元素Ｑが排出し易く、更
に熱処理時にＦｅのｂｃｃ相の結晶の核生成が容易にな
り、微細なナノ結晶が効率よく生成し易くなる。これに
より、元素Ｑを添加すると、材料の表面粗さが粗くと
も、熱処理後において、微細な結晶組織で均一に形成す
ることができ、優れた軟磁気特性が得られる。
性合金は前記課題を解決するために、液体急冷法により
作製した急冷薄帯合金を熱処理することにより得られる
粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相とし
たナノ結晶軟磁性合金において、Ｆｅとの混合エンタル
ピーΔＨが正の値を有する元素である元素Ｑを０.０１
原子％以上必須成分として含むことを特徴とする。エン
タルピーとは、固体や液体状態にある物質の内部エネル
ギーを意味する。Ｆｅに対する混合エンタルピーΔＨが
正の値を有する元素を添加するということは、Ｆｅと元
素Ｑを混合することにより固体や液体状態にある物質の
内部エネルギーが高くなることを意味し、平衡状態にあ
る２つの物質は分離する傾向が強くなること意味する。
従ってＦｅに元素Ｑを添加した組成の溶湯を急冷する場
合にＦｅを主体とする母相から元素Ｑが排出し易く、更
に熱処理時にＦｅのｂｃｃ相の結晶の核生成が容易にな
り、微細なナノ結晶が効率よく生成し易くなる。これに
より、元素Ｑを添加すると、材料の表面粗さが粗くと
も、熱処理後において、微細な結晶組織で均一に形成す
ることができ、優れた軟磁気特性が得られる。
【００１３】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、液体急冷法により作製した急冷薄帯
合金を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以
下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性
合金において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも
１種以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の
元素Ｍと、Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元
素Ｘと、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有す
る元素Ｑとを具備してなり、前記元素Ｑを０.０１原子
％以上必須成分として含むことを特徴とする。ＦｅにＣ
ｏあるいはＮｉに加えて元素Ｍと元素Ｘと元素Ｑを添加
した組成系の溶湯を急冷する場合にＦｅを主体とする母
相から元素Ｑが析出し易く、更に熱処理時にＦｅのｂｃ
ｃ相の結晶の核生成が容易になり、微細なナノ結晶が効
率よく生成し易くなる。
を解決するために、液体急冷法により作製した急冷薄帯
合金を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以
下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性
合金において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも
１種以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の
元素Ｍと、Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元
素Ｘと、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有す
る元素Ｑとを具備してなり、前記元素Ｑを０.０１原子
％以上必須成分として含むことを特徴とする。ＦｅにＣ
ｏあるいはＮｉに加えて元素Ｍと元素Ｘと元素Ｑを添加
した組成系の溶湯を急冷する場合にＦｅを主体とする母
相から元素Ｑが析出し易く、更に熱処理時にＦｅのｂｃ
ｃ相の結晶の核生成が容易になり、微細なナノ結晶が効
率よく生成し易くなる。
【００１４】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、液体急冷法により作製した急冷薄帯
合金を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以
下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性
合金において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも
１種以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎ
の内の少なくとも１種以上の元素Ｍ1と、Ｂ、Ｐ、Ｃの
うちの少なくとも１種以上の元素Ｘと、Ｆｅとの混合エ
ンタルピーΔＨが正の値を有する元素Ｑとを具備してな
り、前記元素Ｑを０.０１原子％以上必須成分として含
むことを特徴とする。前記Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒか
ら選択される元素Ｍ1を添加するならば、これらの元素
はＺｒ、ＨｆなどのＭ元素よりも大気中で安定であり、
酸化しずらいので、液体急冷法を大気中において実施す
る場合の製造条件の選択が容易になり、製造し易くな
る。
を解決するために、液体急冷法により作製した急冷薄帯
合金を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以
下のＦｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性
合金において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも
１種以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎ
の内の少なくとも１種以上の元素Ｍ1と、Ｂ、Ｐ、Ｃの
うちの少なくとも１種以上の元素Ｘと、Ｆｅとの混合エ
ンタルピーΔＨが正の値を有する元素Ｑとを具備してな
り、前記元素Ｑを０.０１原子％以上必須成分として含
むことを特徴とする。前記Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒか
ら選択される元素Ｍ1を添加するならば、これらの元素
はＺｒ、ＨｆなどのＭ元素よりも大気中で安定であり、
酸化しずらいので、液体急冷法を大気中において実施す
る場合の製造条件の選択が容易になり、製造し易くな
る。
【００１５】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、液体急冷法により作製したＴ
100-a-b-cＭaＸbＱcなる組成の急冷薄帯合金を熱処理す
ることにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細
なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。 ただし、
前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、
少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、Ｔ
ｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうちの
少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのう
ちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅとの混
合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、組成
比を示すａ、ｂ、ｃは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、０.
０１≦ｃ≦１の関係を満足するものとする。液体急冷法
により製造する急冷薄帯合金の組成として、前記Ｔ
100-a-b-cＭaＸ bＱcなる組成であることが好ましい。
を解決するために、液体急冷法により作製したＴ
100-a-b-cＭaＸbＱcなる組成の急冷薄帯合金を熱処理す
ることにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細
なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。 ただし、
前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、
少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、Ｔ
ｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうちの
少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのう
ちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅとの混
合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、組成
比を示すａ、ｂ、ｃは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、０.
０１≦ｃ≦１の関係を満足するものとする。液体急冷法
により製造する急冷薄帯合金の組成として、前記Ｔ
100-a-b-cＭaＸ bＱcなる組成であることが好ましい。
【００１６】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、単ロール液体急冷法により作製した
Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdなる組成の急冷薄帯合金を熱
処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅ
の微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。ただ
し、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのう
ち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、
Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうち
の少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃの
うちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅとの
混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、Ｚ
はＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示し、組成
比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５の関係を満足するものと
する。液体急冷法により製造する急冷薄帯合金の組成と
して、前記Ｔ100-a-b-cＭaＸ bＱcＺdなる組成であるこ
とが好ましい。
を解決するために、単ロール液体急冷法により作製した
Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdなる組成の急冷薄帯合金を熱
処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅ
の微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。ただ
し、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのう
ち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、
Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうち
の少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃの
うちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅとの
混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、Ｚ
はＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示し、組成
比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５の関係を満足するものと
する。液体急冷法により製造する急冷薄帯合金の組成と
して、前記Ｔ100-a-b-cＭaＸ bＱcＺdなる組成であるこ
とが好ましい。
【００１７】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、液体急冷法により作製したＴ
100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉeなる組成の急冷薄帯合金を熱
処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅ
の微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。ただ
し、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのう
ち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、
Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうち
の少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃの
うちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅとの
混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、組
成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１
４、０.０１≦ｃ≦１、０.１≦ｅ≦１５の関係を満足す
るものとする。液体急冷法により製造する急冷薄帯合金
の組成として、前記Ｔ100-a-b-cＭaＸ bＱcＳｉeなる組
成であることが好ましい。
を解決するために、液体急冷法により作製したＴ
100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉeなる組成の急冷薄帯合金を熱
処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅ
の微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。ただ
し、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのう
ち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、
Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうち
の少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃの
うちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅとの
混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、組
成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１
４、０.０１≦ｃ≦１、０.１≦ｅ≦１５の関係を満足す
るものとする。液体急冷法により製造する急冷薄帯合金
の組成として、前記Ｔ100-a-b-cＭaＸ bＱcＳｉeなる組
成であることが好ましい。
【００１８】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、単ロール液体急冷法により作製した
Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeなる組成の急冷薄帯合金
を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下の
Ｆｅの微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。
ただし、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉ
のうち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの
うちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、
Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅ
との混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示
し、ＺはＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示
し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは４≦ａ≦９、２
≦ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５、０.１≦ｅ
≦１５の関係を満足するものとする。液体急冷法により
製造する急冷薄帯合金の組成として、前記Ｔ100-a-b-c
ＭaＸ bＱcＺdＳｉeなる組成であることが好ましい。
を解決するために、単ロール液体急冷法により作製した
Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeなる組成の急冷薄帯合金
を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下の
Ｆｅの微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とする。
ただし、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉ
のうち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの
うちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、
Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅ
との混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示
し、ＺはＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示
し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは４≦ａ≦９、２
≦ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５、０.１≦ｅ
≦１５の関係を満足するものとする。液体急冷法により
製造する急冷薄帯合金の組成として、前記Ｔ100-a-b-c
ＭaＸ bＱcＺdＳｉeなる組成であることが好ましい。
【００１９】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、組成比ａ、ｂが５≦ａ≦７、８≦ｂ≦１
３の関係を満足されたことを特徴とする。組成比ａ、ｂ
が先の範囲であるならば、更に高い飽和磁束密度と透磁
率を両立することができ、更に低い鉄損を得ることがで
きる。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、組成比ａ、ｂが５≦ａ≦７、８≦ｂ≦１
３の関係を満足されたことを特徴とする。組成比ａ、ｂ
が先の範囲であるならば、更に高い飽和磁束密度と透磁
率を両立することができ、更に低い鉄損を得ることがで
きる。
【００２０】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、組成比ａ、ｂが６≦ａ≦６.７、９≦ｂ
≦１０.５の関係を満足されたことを特徴とする。組成
比ａ、ｂが先の範囲であるならば、更に高い飽和磁束密
度と透磁率を両立することができ、更に低い鉄損を得る
ことができる。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、組成比ａ、ｂが６≦ａ≦６.７、９≦ｂ
≦１０.５の関係を満足されたことを特徴とする。組成
比ａ、ｂが先の範囲であるならば、更に高い飽和磁束密
度と透磁率を両立することができ、更に低い鉄損を得る
ことができる。
【００２１】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、元素ＭがＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの少
なくとも１種以上の元素であることを特徴とする。前記
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗから選択される元素は、Ｚｒ、Ｈｆ
などのＭ元素よりも大気中で安定であり、酸化しずらい
ので、液体急冷法を大気中において実施する場合の製造
条件の選択が容易になり、製造し易くなる。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、元素ＭがＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの少
なくとも１種以上の元素であることを特徴とする。前記
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗから選択される元素は、Ｚｒ、Ｈｆ
などのＭ元素よりも大気中で安定であり、酸化しずらい
ので、液体急冷法を大気中において実施する場合の製造
条件の選択が容易になり、製造し易くなる。
【００２２】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、元素ＭがＮｂであることを特徴とする。
元素ＭのなかでＮｂが最も安定であり、製造時に酸化し
難く、Ｆｅ基軟磁性合金を急冷法により大気中において
製造する場合により有利であり、大気中において製造し
ても高品質の軟磁気特性の高いものが得られ易い特徴を
有する。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、元素ＭがＮｂであることを特徴とする。
元素ＭのなかでＮｂが最も安定であり、製造時に酸化し
難く、Ｆｅ基軟磁性合金を急冷法により大気中において
製造する場合により有利であり、大気中において製造し
ても高品質の軟磁気特性の高いものが得られ易い特徴を
有する。
【００２３】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、急冷凝固された薄帯合金が３００℃以上
で熱処理されることによりＦｅの微細なｂｃｃ相が析出
されたことを特徴とする。３００℃以上、好ましくは５
００〜７００℃の範囲で熱処理することで、急冷直後に
は非晶質相を主体とする組織から、Ｆｅを主体とする微
細な結晶が析出する。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、急冷凝固された薄帯合金が３００℃以上
で熱処理されることによりＦｅの微細なｂｃｃ相が析出
されたことを特徴とする。３００℃以上、好ましくは５
００〜７００℃の範囲で熱処理することで、急冷直後に
は非晶質相を主体とする組織から、Ｆｅを主体とする微
細な結晶が析出する。
【００２４】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載の急冷薄帯合金
が大気中液体急冷法により作製されたものであることを
特徴とする。大気中において溶融合金を急冷して凝固さ
せる部分にのみ不活性ガスを吹き付けて製造する大気中
急冷法により目的の組成の目的の軟磁気特性を発揮し得
る非晶質合金薄帯を得られ易く、この非晶質合金薄帯を
熱処理することで目的の微細な結晶組織のＦｅ基軟磁性
合金薄帯が得られる。
を解決するために、先のいずれかに記載の急冷薄帯合金
が大気中液体急冷法により作製されたものであることを
特徴とする。大気中において溶融合金を急冷して凝固さ
せる部分にのみ不活性ガスを吹き付けて製造する大気中
急冷法により目的の組成の目的の軟磁気特性を発揮し得
る非晶質合金薄帯を得られ易く、この非晶質合金薄帯を
熱処理することで目的の微細な結晶組織のＦｅ基軟磁性
合金薄帯が得られる。
【００２５】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、１６Ａ／ｍ以下（０.２ Ｏｅ以下）の保
磁力を有し、かつ、１.５Ｔ以上の飽和磁束密度を示す
ことを特徴とする。本発明により高い飽和磁束密度と低
い鉄損が得られる。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において、１６Ａ／ｍ以下（０.２ Ｏｅ以下）の保
磁力を有し、かつ、１.５Ｔ以上の飽和磁束密度を示す
ことを特徴とする。本発明により高い飽和磁束密度と低
い鉄損が得られる。
【００２６】本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記課題
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において表面粗さが１〜１０μｍの範囲とされたこ
とを特徴とする。本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記
課題を解決するために、１ｋＨｚにおいて４００００以
上の透磁率、４.８Ａ／ｍ（０.０６ Ｏｅ）以下の保磁
力、５０Ｈｚ、１.３３Ｔにおける鉄損が０.１Ｗ／ｋｇ
以下の少なくとも１つを満たすことを特徴とする。表面
粗さが先の範囲であるならば、巻線化して磁心とした場
合の充填率が向上し、磁心とする場合の特性向上が見込
まれる。また、元素Ｑを添加することにより、表面粗さ
が多少粗くても軟磁気特性の劣化が少なくなるため、多
少製造条件を緩和しても良好な軟磁性合金を得られ、材
料の歩留まりも向上するために、コストダウンに対応で
きる。
を解決するために、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性
合金において表面粗さが１〜１０μｍの範囲とされたこ
とを特徴とする。本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は前記
課題を解決するために、１ｋＨｚにおいて４００００以
上の透磁率、４.８Ａ／ｍ（０.０６ Ｏｅ）以下の保磁
力、５０Ｈｚ、１.３３Ｔにおける鉄損が０.１Ｗ／ｋｇ
以下の少なくとも１つを満たすことを特徴とする。表面
粗さが先の範囲であるならば、巻線化して磁心とした場
合の充填率が向上し、磁心とする場合の特性向上が見込
まれる。また、元素Ｑを添加することにより、表面粗さ
が多少粗くても軟磁気特性の劣化が少なくなるため、多
少製造条件を緩和しても良好な軟磁性合金を得られ、材
料の歩留まりも向上するために、コストダウンに対応で
きる。
【００２７】本発明に係る磁心は前記課題を解決するた
めに、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金が用いら
れたことを特徴とする。先に記載の種々のＦｅ基軟磁性
合金からなる薄帯合金から磁心が構成されているなら
ば、飽和磁束密度が高く、透磁率が高く、鉄損が少ない
優れた磁心が提供される。
めに、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金が用いら
れたことを特徴とする。先に記載の種々のＦｅ基軟磁性
合金からなる薄帯合金から磁心が構成されているなら
ば、飽和磁束密度が高く、透磁率が高く、鉄損が少ない
優れた磁心が提供される。
【００２８】
【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Ｆｅ基軟磁性合金は、以下に示す組成
の非晶質合金あるいは一部結晶質相を含む非晶質合金を
溶湯から急冷することにより得る工程と、これらの工程
で得られたものを結晶化温度以上に加熱した後に冷却
し、非晶質相の一部または大部分を結晶化し、微細な結
晶粒を析出させる熱処理工程とによって通常得ることが
出来る。
る。本発明に係るＦｅ基軟磁性合金は、以下に示す組成
の非晶質合金あるいは一部結晶質相を含む非晶質合金を
溶湯から急冷することにより得る工程と、これらの工程
で得られたものを結晶化温度以上に加熱した後に冷却
し、非晶質相の一部または大部分を結晶化し、微細な結
晶粒を析出させる熱処理工程とによって通常得ることが
出来る。
【００２９】本実施の形態に係るＦｅ基軟磁性合金は、
液体急冷法により作製した急冷薄帯合金を熱処理するこ
とにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細なｂ
ｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性合金において、Ｆｅ
との混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素である
元素Ｑを０.０１原子％以上必須成分として含むもので
ある。Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有する
元素とは、本願明細書においては以下に示すＦｅ50Ｑ50
の組成の場合、換言すると、Ｆｅと元素Ｑを５０：５０
で混合した時にエンタルピーＨがＨ’に変わった場合に
ＨとＨ’の差（＝ΔＨ）と考えることができ、ΔＨ[ｋ
Ｊ／mol・atom]が正のものを意味する。
液体急冷法により作製した急冷薄帯合金を熱処理するこ
とにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細なｂ
ｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性合金において、Ｆｅ
との混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素である
元素Ｑを０.０１原子％以上必須成分として含むもので
ある。Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有する
元素とは、本願明細書においては以下に示すＦｅ50Ｑ50
の組成の場合、換言すると、Ｆｅと元素Ｑを５０：５０
で混合した時にエンタルピーＨがＨ’に変わった場合に
ＨとＨ’の差（＝ΔＨ）と考えることができ、ΔＨ[ｋ
Ｊ／mol・atom]が正のものを意味する。
【００３０】ここでエンタルピーＨは、「Cohesion in
Metals, Elsevier Science Publishers B. V. Amsterda
m (1988)」に記載されている通り、固体や液体状態にあ
る物質の内部エネルギーを意味する。混合エンタルピー
ΔＨが正であるということは、２つの物質を混ぜ合わせ
ることにより内部エネルギーが高くなることを意味して
おり、平衡状態の２つの物質は分離することとなる。即
ち、この種のＦｅ基非晶質合金に対し、Ｆｅとの混合エ
ンタルピーが正の物質（元素Ｑ）を加えると、Ｆｅと混
ざりにくいためにＦｅを主体とする母相からその元素Ｑ
が析出し易くなることを意味し、結晶の核を生成し易く
する。本願発明において、Ｆｅとの混合エンタルピーΔ
Ｈが正の元素Ｑをわずかに、（０.０１原子％以上）添
加することは、結晶の核成長を容易にさせ、微細なナノ
結晶組織を実現し易くするものである。
Metals, Elsevier Science Publishers B. V. Amsterda
m (1988)」に記載されている通り、固体や液体状態にあ
る物質の内部エネルギーを意味する。混合エンタルピー
ΔＨが正であるということは、２つの物質を混ぜ合わせ
ることにより内部エネルギーが高くなることを意味して
おり、平衡状態の２つの物質は分離することとなる。即
ち、この種のＦｅ基非晶質合金に対し、Ｆｅとの混合エ
ンタルピーが正の物質（元素Ｑ）を加えると、Ｆｅと混
ざりにくいためにＦｅを主体とする母相からその元素Ｑ
が析出し易くなることを意味し、結晶の核を生成し易く
する。本願発明において、Ｆｅとの混合エンタルピーΔ
Ｈが正の元素Ｑをわずかに、（０.０１原子％以上）添
加することは、結晶の核成長を容易にさせ、微細なナノ
結晶組織を実現し易くするものである。
【００３１】以上説明の混合エンタルピーΔＨ[ｋＪ／m
ol・atom]が正の元素の具体的な数値を以下に列挙す
る。 Ｃ＝８.４１１、Ｎ＝３６.００２、Ｎａ＝６２.４４
７、Ｍｇ＝１７.６５９、Ｋ＝８０.６１１、Ｃａ＝２
５.４３、Ｃｕ＝１２.９２３、Ｚｎ＝３.５７２、Ｒｂ
＝８３.３２３、Ｓｒ＝３４.３３７、Ａｇ＝２８.１１
３、Ｃｄ＝１６.７５８、Ｉｎ＝１９.０３８、Ｓｎ＝１
０.６２３、Ｓｂ＝１０.４９７、Ｃｓ＝８５.１６４、
Ｂａ＝３６.７５４、Ａｕ＝８.００３、Ｈｇ＝２２.０
７９、Ｔｌ＝３０.８３３、Ｐｂ＝２９.１４５、Ｂｉ＝
２５.８０６、Ｌａ＝４.５１２、Ｃｅ＝２.６５４、Ｐ
ｒ＝０.６７８、Ｎｄ＝０.６７６、Ｅｕ＝３０.４６
６、Ｙｂ＝２４.９２３である。これらの元素の中で、
Ｃは元素Ｘとして添加されるので元素Ｑからは除くもの
とする。これらの混合エンタルピーの値を勘案し、本願
発明ではなるべく正の値で大きいものを用いるならばＦ
ｅと混ざりにくく、Ｆｅを主相とする母相から析出し易
くなる。
ol・atom]が正の元素の具体的な数値を以下に列挙す
る。 Ｃ＝８.４１１、Ｎ＝３６.００２、Ｎａ＝６２.４４
７、Ｍｇ＝１７.６５９、Ｋ＝８０.６１１、Ｃａ＝２
５.４３、Ｃｕ＝１２.９２３、Ｚｎ＝３.５７２、Ｒｂ
＝８３.３２３、Ｓｒ＝３４.３３７、Ａｇ＝２８.１１
３、Ｃｄ＝１６.７５８、Ｉｎ＝１９.０３８、Ｓｎ＝１
０.６２３、Ｓｂ＝１０.４９７、Ｃｓ＝８５.１６４、
Ｂａ＝３６.７５４、Ａｕ＝８.００３、Ｈｇ＝２２.０
７９、Ｔｌ＝３０.８３３、Ｐｂ＝２９.１４５、Ｂｉ＝
２５.８０６、Ｌａ＝４.５１２、Ｃｅ＝２.６５４、Ｐ
ｒ＝０.６７８、Ｎｄ＝０.６７６、Ｅｕ＝３０.４６
６、Ｙｂ＝２４.９２３である。これらの元素の中で、
Ｃは元素Ｘとして添加されるので元素Ｑからは除くもの
とする。これらの混合エンタルピーの値を勘案し、本願
発明ではなるべく正の値で大きいものを用いるならばＦ
ｅと混ざりにくく、Ｆｅを主相とする母相から析出し易
くなる。
【００３２】また、先の組成式において、元素Ｍとして
記載されている元素のうち、Ｖ＝−７.１５３、Ｚｒ＝
−２４.７５７、Ｔａ＝−１５.０２７、Ｈｆ＝−２０.
５８９、Ｎｂ＝−１５.７２３、Ｍｏ＝−１.９９、Ｗ＝
−０.０４８はいずれも負の値であり、元素Ｘのうち、
Ｂ＝−１１.４４５、Ｐ＝−３１.５３はいずれの負の
値、Ｃ＝８.４１１であり、元素Ｚのうち、Ｇａ＝−１.
７４３、Ｇｅ＝−３.３９２、Ａｌ＝−１１.１０３はい
ずれも負の値である。
記載されている元素のうち、Ｖ＝−７.１５３、Ｚｒ＝
−２４.７５７、Ｔａ＝−１５.０２７、Ｈｆ＝−２０.
５８９、Ｎｂ＝−１５.７２３、Ｍｏ＝−１.９９、Ｗ＝
−０.０４８はいずれも負の値であり、元素Ｘのうち、
Ｂ＝−１１.４４５、Ｐ＝−３１.５３はいずれの負の
値、Ｃ＝８.４１１であり、元素Ｚのうち、Ｇａ＝−１.
７４３、Ｇｅ＝−３.３９２、Ａｌ＝−１１.１０３はい
ずれも負の値である。
【００３３】次に、先に記載のＦｅ基軟磁性合金におい
て、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種以上の
元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｃ、Ｍｎのうちの少なくとも１種以上の元素Ｍと、
Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素Ｘと、Ｆ
ｅとの混合エンタルピーＨが正の値を有する元素Ｑとを
具備してなる組成のものでも良い。先に記載のＦｅ基軟
磁性合金において、元素Ｍ1がＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｍｎのうちの少なくとも１種以上の元素でも良い。
これらの元素は融点が高く大気中において他の元素Ｍ
（ＺｒやＨｆ）よりも酸化しずらい元素であるので、後
述する溶湯から急冷する工程を行う際に大気中において
も急冷合金薄帯を製造し易くなる傾向がある。
て、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種以上の
元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｃ、Ｍｎのうちの少なくとも１種以上の元素Ｍと、
Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素Ｘと、Ｆ
ｅとの混合エンタルピーＨが正の値を有する元素Ｑとを
具備してなる組成のものでも良い。先に記載のＦｅ基軟
磁性合金において、元素Ｍ1がＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｍｎのうちの少なくとも１種以上の元素でも良い。
これらの元素は融点が高く大気中において他の元素Ｍ
（ＺｒやＨｆ）よりも酸化しずらい元素であるので、後
述する溶湯から急冷する工程を行う際に大気中において
も急冷合金薄帯を製造し易くなる傾向がある。
【００３４】本実施形態においてＦｅ基軟磁性合金の組
成として具体的には、組成式Ｔ100- a-b-cＭaＸbＱcで示
される組成のものでも良い。ただし前記組成式において
ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種以上の
元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうちの少なくとも１種以上の元
素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上
の元素を示し、ＱはＦｅとの混合エンタルピーＨが正の
値を有する元素を示し、組成比を示すａ、ｂ、ｃは４≦
ａ≦９、２≦ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１の関係を満足
するものとする。 この組成式のＦｅ基軟磁性合金にお
いて元素Ｍのうち、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの
少なくとも１種以上の元素Ｍ1を選択して用いることも
できる。
成として具体的には、組成式Ｔ100- a-b-cＭaＸbＱcで示
される組成のものでも良い。ただし前記組成式において
ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種以上の
元素を示し、ＭはＶ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎのうちの少なくとも１種以上の元
素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上
の元素を示し、ＱはＦｅとの混合エンタルピーＨが正の
値を有する元素を示し、組成比を示すａ、ｂ、ｃは４≦
ａ≦９、２≦ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１の関係を満足
するものとする。 この組成式のＦｅ基軟磁性合金にお
いて元素Ｍのうち、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの
少なくとも１種以上の元素Ｍ1を選択して用いることも
できる。
【００３５】本実施形態において、後述する単ロール液
体急冷法により作製したＦｅ基軟磁性合金の組成として
具体的に、組成式Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdで示される
組成のものでも良い。ただし前記組成式において、Ｚは
Ｇａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５の関係を満足するものと
する。この組成式のＦｅ基軟磁性合金において元素Ｍの
うち、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの少なくとも１
種以上の元素Ｍ1を選択して用いることもできる。
体急冷法により作製したＦｅ基軟磁性合金の組成として
具体的に、組成式Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdで示される
組成のものでも良い。ただし前記組成式において、Ｚは
Ｇａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示し、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５の関係を満足するものと
する。この組成式のＦｅ基軟磁性合金において元素Ｍの
うち、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの少なくとも１
種以上の元素Ｍ1を選択して用いることもできる。
【００３６】本実施の形態において、後述する液体急冷
法により作製したＦｅ基軟磁性合金の組成として具体的
に、組成式Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉeで示される組成
のものでも良い。ただし、前記組成式において、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１、０.１≦ｅ≦１５の関係を満足するも
のとする。この組成式のＦｅ基軟磁性合金において元素
Ｍのうち、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの少なくと
も１種以上の元素Ｍ1を選択して用いることもできる。
法により作製したＦｅ基軟磁性合金の組成として具体的
に、組成式Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉeで示される組成
のものでも良い。ただし、前記組成式において、組成比
を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１、０.１≦ｅ≦１５の関係を満足するも
のとする。この組成式のＦｅ基軟磁性合金において元素
Ｍのうち、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒのうちの少なくと
も１種以上の元素Ｍ1を選択して用いることもできる。
【００３７】本実施の形態において、後述する単ロール
液体急冷法により作製したＦｅ基軟磁性合金として具体
的に、組成式Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeで示される
組成のものでも良い。ただし、前記組成式において、Ｚ
はＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示し、組成
比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１
４、０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５、０.１≦ｅ≦１５の
関係を満足するものとする。
液体急冷法により作製したＦｅ基軟磁性合金として具体
的に、組成式Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeで示される
組成のものでも良い。ただし、前記組成式において、Ｚ
はＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素を示し、組成
比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１
４、０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５、０.１≦ｅ≦１５の
関係を満足するものとする。
【００３８】先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金に
おいて、組成比ａ、ｂが５≦ａ≦７、８≦ｂ≦１３の関
係を満足することが好ましく、組成比ａ、ｂが６≦ａ≦
６.７、９≦ｂ≦１０.５の関係を満足することがより好
ましい。次に、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金
において、元素ＭがＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なく
とも１種以上の元素であることが好ましく、元素ＭがＮ
ｂであることがより好ましい。
おいて、組成比ａ、ｂが５≦ａ≦７、８≦ｂ≦１３の関
係を満足することが好ましく、組成比ａ、ｂが６≦ａ≦
６.７、９≦ｂ≦１０.５の関係を満足することがより好
ましい。次に、先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金
において、元素ＭがＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なく
とも１種以上の元素であることが好ましく、元素ＭがＮ
ｂであることがより好ましい。
【００３９】本発明に係る先の組成の合金において必須
成分として元素Ｘを添加する場合において特に元素Ｘが
Ｂの場合には、本発明合金の非晶質形成能を高める効
果、および前記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、このためＢを含有することは重要である。非晶質形
成能からみて、Ｂを含有する場合の含有量は２原子％以
上、１４原子％以下が必要であるが、急冷時に非晶質相
を確実に得るとともに良好な軟磁気特性が得られること
を考慮すると８原子％以上、１３原子％以下の範囲がよ
り好ましい。
成分として元素Ｘを添加する場合において特に元素Ｘが
Ｂの場合には、本発明合金の非晶質形成能を高める効
果、および前記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、このためＢを含有することは重要である。非晶質形
成能からみて、Ｂを含有する場合の含有量は２原子％以
上、１４原子％以下が必要であるが、急冷時に非晶質相
を確実に得るとともに良好な軟磁気特性が得られること
を考慮すると８原子％以上、１３原子％以下の範囲がよ
り好ましい。
【００４０】本発明にかかる合金において、急冷により
非晶質相を得やすくするためには、元素Ｔにおいて非晶
質形成能の高いＺｒまたはＨｆのいずれかを含むことが
好ましく、またＺｒ、Ｈｆはその一部を他の４Ａ〜６Ａ
族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｍｎから選択される１種または２種以上の元素と置
換することが出来る。
非晶質相を得やすくするためには、元素Ｔにおいて非晶
質形成能の高いＺｒまたはＨｆのいずれかを含むことが
好ましく、またＺｒ、Ｈｆはその一部を他の４Ａ〜６Ａ
族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｍｎから選択される１種または２種以上の元素と置
換することが出来る。
【００４１】前記添加元素のうち、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ
は、合金溶湯から急冷した場合に非晶質相を得るために
重要な元素であり、この非晶質相から熱処理によりＦｅ
の微結晶粒を析出させて飽和磁束密度Ｂｓが１.５Ｔ
（テスラ）以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが３
６０００以上の両特性を満足できるようにするためには
重要である。ＺｒとＨｆのいずれか、またはこれらに代
えてＮｂを添加する場合、４原子％以上、９原子％以下
の範囲でこれらの元素を添加すると必要量の非晶質相を
得ることが容易である。また、前記元素の中においても
Ｎｂは融点の高い金属元素であって熱的に安定であり、
製造時に酸化しずらいものであるので、Ｚｒ、Ｈｆ含有
量を少なくしてＮｂ含有量を多くすることでＺｒ、Ｈｆ
を多く含む組成系のものよりも製造条件を緩くすること
が可能となり、元素ＭをＮｂのみとすることが大気中に
おいて製造する上では最も好ましく、さらに、良好な磁
気特性を持つことが可能となる。
は、合金溶湯から急冷した場合に非晶質相を得るために
重要な元素であり、この非晶質相から熱処理によりＦｅ
の微結晶粒を析出させて飽和磁束密度Ｂｓが１.５Ｔ
（テスラ）以上、１ｋＨｚにおける実効透磁率μeが３
６０００以上の両特性を満足できるようにするためには
重要である。ＺｒとＨｆのいずれか、またはこれらに代
えてＮｂを添加する場合、４原子％以上、９原子％以下
の範囲でこれらの元素を添加すると必要量の非晶質相を
得ることが容易である。また、前記元素の中においても
Ｎｂは融点の高い金属元素であって熱的に安定であり、
製造時に酸化しずらいものであるので、Ｚｒ、Ｈｆ含有
量を少なくしてＮｂ含有量を多くすることでＺｒ、Ｈｆ
を多く含む組成系のものよりも製造条件を緩くすること
が可能となり、元素ＭをＮｂのみとすることが大気中に
おいて製造する上では最も好ましく、さらに、良好な磁
気特性を持つことが可能となる。
【００４２】次に、本発明合金における主成分である元
素Ｔの含有量を示す組成比ｘは７５原子％以上、９３原
子％以下である。これは、ｂが９３原子％を越えると高
い透磁率が得られないためであるが、飽和磁束密度１Ｔ
以上を得るためには、元素ＴはＦｅが主体であると考
え、ｂが７５原子％以上必要であり、飽和磁束密度１.
５Ｔ以上を確実に得るためには、他の添加元素の添加範
囲を満たした上においてできるだけ多くのＦｅを含有さ
せることが必要であり、他の添加元素の量も鑑みると８
４原子％を超える量を含有させることで１.５Ｔ以上の
飽和磁束密度を容易に得ることができる。元素ＴはＦｅ
を主成分もしくはＦｅのみとするのが低コストで実施で
きる点において有利であり、飽和磁束密度を高くするこ
とができる点で好ましい。Ｆｅの一部は磁歪等の調整の
ためにＣｏ、Ｎｉの１種または２種で置換しても良い。
この場合、ＣｏまたはＮｉの添加量はＦｅの２０％以下
が好ましく、５％以下とすることがより好ましい。この
範囲を超えてＣｏまたはＮｉをＦｅに対して置換する
と、透磁率が劣化するため、好ましくない。
素Ｔの含有量を示す組成比ｘは７５原子％以上、９３原
子％以下である。これは、ｂが９３原子％を越えると高
い透磁率が得られないためであるが、飽和磁束密度１Ｔ
以上を得るためには、元素ＴはＦｅが主体であると考
え、ｂが７５原子％以上必要であり、飽和磁束密度１.
５Ｔ以上を確実に得るためには、他の添加元素の添加範
囲を満たした上においてできるだけ多くのＦｅを含有さ
せることが必要であり、他の添加元素の量も鑑みると８
４原子％を超える量を含有させることで１.５Ｔ以上の
飽和磁束密度を容易に得ることができる。元素ＴはＦｅ
を主成分もしくはＦｅのみとするのが低コストで実施で
きる点において有利であり、飽和磁束密度を高くするこ
とができる点で好ましい。Ｆｅの一部は磁歪等の調整の
ためにＣｏ、Ｎｉの１種または２種で置換しても良い。
この場合、ＣｏまたはＮｉの添加量はＦｅの２０％以下
が好ましく、５％以下とすることがより好ましい。この
範囲を超えてＣｏまたはＮｉをＦｅに対して置換する
と、透磁率が劣化するため、好ましくない。
【００４３】なお、先の種々の組成のＦｅ基軟磁性合金
において、Ｆｅの一部をＣｏあるいはＮｉで置換した組
成系の場合の組成式は、（Ｆｅ1-fＡf）100-a-b-cＭaＸ
bＱc、（Ｆｅ1-fＡf）100-a-b-cＭaＸbＱcＺd、（Ｆｅ
1-fＡf）100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉe、（Ｆｅ1-fＡf）
100-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeのいずれかで表記すること
ができ、これらの組成式において、ＦｅとＣｏあるいは
Ｎｉの組成比を示すｆは、ｆ≦０.２の範囲であること
が好ましく、ｆ≦０.０５であることがより好ましい。
において、Ｆｅの一部をＣｏあるいはＮｉで置換した組
成系の場合の組成式は、（Ｆｅ1-fＡf）100-a-b-cＭaＸ
bＱc、（Ｆｅ1-fＡf）100-a-b-cＭaＸbＱcＺd、（Ｆｅ
1-fＡf）100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉe、（Ｆｅ1-fＡf）
100-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeのいずれかで表記すること
ができ、これらの組成式において、ＦｅとＣｏあるいは
Ｎｉの組成比を示すｆは、ｆ≦０.２の範囲であること
が好ましく、ｆ≦０.０５であることがより好ましい。
【００４４】本発明に係る合金において、元素Ｑとして
ＳとＳｎのうちの１種または２種を０.０１＜（Ｓ,Ｓ
ｎ）≦２.０原子％の範囲で含有している組成系の合金
は、熱処理後合金中にＳｎやＳが均一に分散し、これら
の元素を含有していることで先の組成の軟磁性合金の諸
特性に加え、即ち、高い飽和磁束密度を維持したまま、
高い透磁率を有した上に、鉄損が低いという特徴を得る
ことができる。また、非晶質相の状態から熱処理により
微結晶を析出させる際の熱処理温度、即ち、アニール温
度を従来の組成系のものよりも、より広い範囲に設定し
て、同等あるいはそれ以上の高い磁気特性を得ることが
できるようになり、アニール温度依存性を広くすること
ができる。
ＳとＳｎのうちの１種または２種を０.０１＜（Ｓ,Ｓ
ｎ）≦２.０原子％の範囲で含有している組成系の合金
は、熱処理後合金中にＳｎやＳが均一に分散し、これら
の元素を含有していることで先の組成の軟磁性合金の諸
特性に加え、即ち、高い飽和磁束密度を維持したまま、
高い透磁率を有した上に、鉄損が低いという特徴を得る
ことができる。また、非晶質相の状態から熱処理により
微結晶を析出させる際の熱処理温度、即ち、アニール温
度を従来の組成系のものよりも、より広い範囲に設定し
て、同等あるいはそれ以上の高い磁気特性を得ることが
できるようになり、アニール温度依存性を広くすること
ができる。
【００４５】以上の背景において、ＳとＳｎを添加する
組成系の合金の含有量において、先の範囲の中でも０.
０５原子％以上、０.８原子％以下の範囲が好ましく、
０.０５原子％以上、０.３原子％以下の範囲がより好ま
しく、０.０５原子％以上、０.２原子％以下の範囲が最
も好ましい。また、前記組成系の軟磁性合金において、
必要に応じてＩｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂ
ｅ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏ
ｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｉｎ等の元素を追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。前記組成系の軟磁
性合金において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的不純物に
ついては所望の特性が劣化しない程度に含有していても
本発明で用いるＦｅ基軟磁性合金の組成と同一とみなす
ことができるのは勿論である。
組成系の合金の含有量において、先の範囲の中でも０.
０５原子％以上、０.８原子％以下の範囲が好ましく、
０.０５原子％以上、０.３原子％以下の範囲がより好ま
しく、０.０５原子％以上、０.２原子％以下の範囲が最
も好ましい。また、前記組成系の軟磁性合金において、
必要に応じてＩｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂ
ｅ、Ｓｒ、Ｓｃ、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏ
ｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｉｎ等の元素を追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。前記組成系の軟磁
性合金において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的不純物に
ついては所望の特性が劣化しない程度に含有していても
本発明で用いるＦｅ基軟磁性合金の組成と同一とみなす
ことができるのは勿論である。
【００４６】次に、先に記載した種々の組成系の軟磁性
合金を製造する方法の一例について以下に説明する。先
の組成系の軟磁性合金を製造するためには、製造方法の
一例として、回転している金属製のロールに目的の組成
の合金溶湯を噴出させて非晶質相単相あるいは一部結晶
化した部分を含み、非晶質相を主相とする薄帯状（リボ
ン状）とする単ロール法を採用することができる。この
単ロール法を採用する場合、合金溶湯の急冷を不活性ガ
ス雰囲気中あるいは真空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
の先端部側に不活性ガスを供給し、ノズルとその近傍に
おける合金溶湯及び薄帯（リボン）の酸化を防止しつ
つ、ノズルから冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させ
て急冷することにより行っても良い。
合金を製造する方法の一例について以下に説明する。先
の組成系の軟磁性合金を製造するためには、製造方法の
一例として、回転している金属製のロールに目的の組成
の合金溶湯を噴出させて非晶質相単相あるいは一部結晶
化した部分を含み、非晶質相を主相とする薄帯状（リボ
ン状）とする単ロール法を採用することができる。この
単ロール法を採用する場合、合金溶湯の急冷を不活性ガ
ス雰囲気中あるいは真空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
の先端部側に不活性ガスを供給し、ノズルとその近傍に
おける合金溶湯及び薄帯（リボン）の酸化を防止しつ
つ、ノズルから冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させ
て急冷することにより行っても良い。
【００４７】ついで、先の如く作製した薄帯を３００℃
以上、好ましくは５５０〜７００℃の範囲、より好まし
くは６００〜７００℃の温度範囲に加熱後冷却する熱処
理を施して結晶化することにより、上記薄帯の非晶質相
の一部または全部を結晶化し、非晶質相と、平均粒径１
００ｎｍ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を得ることができ、目的とする
Ｆｅ基軟磁性合金を得ることができる。なお、前記組成
比のＦｅ基軟磁性合金において元素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。
以上、好ましくは５５０〜７００℃の範囲、より好まし
くは６００〜７００℃の温度範囲に加熱後冷却する熱処
理を施して結晶化することにより、上記薄帯の非晶質相
の一部または全部を結晶化し、非晶質相と、平均粒径１
００ｎｍ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を得ることができ、目的とする
Ｆｅ基軟磁性合金を得ることができる。なお、前記組成
比のＦｅ基軟磁性合金において元素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。
【００４８】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ｂｃｃＦｅ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。また、このＦ
ｅの微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆ
ｅ3Ｂ等の軟磁気特性を悪化させる可能性を有する化合
物相が析出する傾向がある。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。ただし、軟
磁気特性を悪化させる化合物相の析出は、少量であれば
影響が少ないので、一部化合物相の析出があっても差し
支えない。ここで、本発明組成系の軟磁性合金には先に
説明した混合エンタルピーが正の元素Ｑを０.０１原子
％以上含有し、Ｆｅの微細結晶粒が非晶質相から析出し
易い傾向にあるので、十分な量のＦｅの微細結晶粒が析
出される。
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ｂｃｃＦｅ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。また、このＦ
ｅの微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆ
ｅ3Ｂ等の軟磁気特性を悪化させる可能性を有する化合
物相が析出する傾向がある。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。ただし、軟
磁気特性を悪化させる化合物相の析出は、少量であれば
影響が少ないので、一部化合物相の析出があっても差し
支えない。ここで、本発明組成系の軟磁性合金には先に
説明した混合エンタルピーが正の元素Ｑを０.０１原子
％以上含有し、Ｆｅの微細結晶粒が非晶質相から析出し
易い傾向にあるので、十分な量のＦｅの微細結晶粒が析
出される。
【００４９】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、一般的には加熱装置の性能上、２００Ｋ／分
程度が上限とされる。また、非晶質合金薄帯等を上記保
持温度に保持する時間は、０〜１８０分間とすることが
でき、合金の組成によっては０分、すなわち、昇温後直
ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする微結
晶の析出効果を得ることができる。また、保持時間は１
８０分より長くしても磁気特性は向上せず、逆に製造時
間が長くなり生産性が悪くなるので好ましくない。
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、一般的には加熱装置の性能上、２００Ｋ／分
程度が上限とされる。また、非晶質合金薄帯等を上記保
持温度に保持する時間は、０〜１８０分間とすることが
でき、合金の組成によっては０分、すなわち、昇温後直
ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする微結
晶の析出効果を得ることができる。また、保持時間は１
８０分より長くしても磁気特性は向上せず、逆に製造時
間が長くなり生産性が悪くなるので好ましくない。
【００５０】以下に、急冷薄帯（急冷リボン）を製造す
るための一具体例として、大気雰囲気中においてるつぼ
のノズル先端部のみに不活性ガスを供給しながら合金溶
湯を急冷する装置と方法について説明する。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。この例の合金
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た溶湯ノズル２と、溶湯ノ
ズル２及びるつぼ３の外周に捲回されて配置された加熱
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ガスフロー供給手段である第１
〜第３のガスフローノズル５１、５２、５３、及び、溶
湯ノズル２の先端部周囲に配置された内向き孔付きの環
状管からなるガスフローパイプ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。
るための一具体例として、大気雰囲気中においてるつぼ
のノズル先端部のみに不活性ガスを供給しながら合金溶
湯を急冷する装置と方法について説明する。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。この例の合金
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た溶湯ノズル２と、溶湯ノ
ズル２及びるつぼ３の外周に捲回されて配置された加熱
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ガスフロー供給手段である第１
〜第３のガスフローノズル５１、５２、５３、及び、溶
湯ノズル２の先端部周囲に配置された内向き孔付きの環
状管からなるガスフローパイプ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。
【００５１】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
銅等の金属材料で構成することが望ましい。冷却ロール
１の冷却面１ａが真鍮あるいは純銅であると、熱伝導性
が高いことから、冷却効果が高く、目的の合金溶湯の急
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
銅等の金属材料で構成することが望ましい。冷却ロール
１の冷却面１ａが真鍮あるいは純銅であると、熱伝導性
が高いことから、冷却効果が高く、目的の合金溶湯の急
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。
【００５２】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。従って、ガス供給源８からるつぼ３内
にＡｒガスなどの不活性ガスを供給し、溶湯にガス圧を
作用させ、溶湯ノズル２から溶湯を冷却ロール１に向け
て所定の圧力で噴出して急冷できるように構成されてい
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。従って、ガス供給源８からるつぼ３内
にＡｒガスなどの不活性ガスを供給し、溶湯にガス圧を
作用させ、溶湯ノズル２から溶湯を冷却ロール１に向け
て所定の圧力で噴出して急冷できるように構成されてい
る。
【００５３】図１に示す装置を用いて目的の組成の合金
薄帯を製造する時には、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の表面で溶湯を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。また、図１
に示すように、冷却ロール１の回転方向前側下方には、
薄帯誘導板７０とスクレイパー７２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側に案内される。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
する位置となる。
薄帯を製造する時には、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の表面で溶湯を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。また、図１
に示すように、冷却ロール１の回転方向前側下方には、
薄帯誘導板７０とスクレイパー７２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側に案内される。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
する位置となる。
【００５４】次に、先の第１〜第４のガスフローノズル
５１、５２、５３、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が組み込
まれた接続管１７を介してガス供給源１８が接続されて
いる。また、先の第１〜第４のガスフローノズル５１、
５２、５３、５４を、単独で用いることは勿論、複数組
み合わせて使用することができ、溶湯ノズル２から冷却
ロール１に溶湯を噴出させて急冷する部分（パドル部
分）の周囲の酸素濃度を低減させて急冷される合金溶湯
が不要に酸化しないように雰囲気を調整することができ
る。
５１、５２、５３、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が組み込
まれた接続管１７を介してガス供給源１８が接続されて
いる。また、先の第１〜第４のガスフローノズル５１、
５２、５３、５４を、単独で用いることは勿論、複数組
み合わせて使用することができ、溶湯ノズル２から冷却
ロール１に溶湯を噴出させて急冷する部分（パドル部
分）の周囲の酸素濃度を低減させて急冷される合金溶湯
が不要に酸化しないように雰囲気を調整することができ
る。
【００５５】図１に示した合金薄帯製造装置を用いて本
発明に係る軟磁性合金を製造するには、先の合金薄帯製
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先に説
明した結晶化温度以上に加熱後冷却する熱処理（アニー
ル処理）することにより、上記合金薄帯の非晶質相の少
なくとも一部あるいはほぼ全部を結晶化し、非晶質相
と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶
粒（主にＦｅの結晶粒）からなる微細結晶相とが混合し
た組織を得、目的とするＦｅ基軟磁性合金薄帯を得るこ
とができる。
発明に係る軟磁性合金を製造するには、先の合金薄帯製
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先に説
明した結晶化温度以上に加熱後冷却する熱処理（アニー
ル処理）することにより、上記合金薄帯の非晶質相の少
なくとも一部あるいはほぼ全部を結晶化し、非晶質相
と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶
粒（主にＦｅの結晶粒）からなる微細結晶相とが混合し
た組織を得、目的とするＦｅ基軟磁性合金薄帯を得るこ
とができる。
【００５６】ここで、先に示す組成の軟磁性合金薄帯を
製造する場合、Ｓ、Ｍｇ、Ｚｎ等以外の元素を含む組成
系の軟磁性合金においては、目的の組成となるように合
金溶湯を作成すれば良い。即ち、目的の組成となるよう
な組成の母合金（インゴット）をアーク溶解法等の常法
で作成し、この母合金をるつぼ２に投入してこの母合金
を加熱溶解し、先の急冷法に供すれば良い。しかし、Ｓ
（硫黄）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｚｎ（亜鉛）等を含
む組成系のＦｅ基軟磁性合金を製造する場合、母合金
（インゴット）中にＳ、Ｍｇ、Ｚｎ等を含有させておく
と、母合金をアーク溶解法等の常法により溶製する際の
加熱溶融処理時に融点の低いＳが蒸発し、実際に合金溶
湯の急冷操作を行う時点において合金溶湯中のＳ含有量
が目的の組成比よりも少なくなってしまうおそれが高
い。
製造する場合、Ｓ、Ｍｇ、Ｚｎ等以外の元素を含む組成
系の軟磁性合金においては、目的の組成となるように合
金溶湯を作成すれば良い。即ち、目的の組成となるよう
な組成の母合金（インゴット）をアーク溶解法等の常法
で作成し、この母合金をるつぼ２に投入してこの母合金
を加熱溶解し、先の急冷法に供すれば良い。しかし、Ｓ
（硫黄）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｚｎ（亜鉛）等を含
む組成系のＦｅ基軟磁性合金を製造する場合、母合金
（インゴット）中にＳ、Ｍｇ、Ｚｎ等を含有させておく
と、母合金をアーク溶解法等の常法により溶製する際の
加熱溶融処理時に融点の低いＳが蒸発し、実際に合金溶
湯の急冷操作を行う時点において合金溶湯中のＳ含有量
が目的の組成比よりも少なくなってしまうおそれが高
い。
【００５７】このため、本発明組成系において特にＳ
（硫黄）を含む組成系の軟磁性合金を製造する場合、目
的量のＳを含まない状態の組成の母合金（インゴット）
を一端作成し、この母合金を合金薄帯製造装置のるつぼ
３にセットする際に目的量の硫黄粉末等の硫黄原料を添
加してから溶解し、溶解後なるべく早い時間、できれば
直ちに合金溶湯の噴出作業を行って急冷処理を行えば良
い。この操作によって揮発しやすい硫黄の減量を無く
し、目的の量の硫黄をＦｅ基軟磁性合金中に含ませるこ
とができる。ただし、Ｓの蒸発量を正確に制御できるの
であれば、Ｓは予め母合金に投入して製造しても良いの
は勿論である。
（硫黄）を含む組成系の軟磁性合金を製造する場合、目
的量のＳを含まない状態の組成の母合金（インゴット）
を一端作成し、この母合金を合金薄帯製造装置のるつぼ
３にセットする際に目的量の硫黄粉末等の硫黄原料を添
加してから溶解し、溶解後なるべく早い時間、できれば
直ちに合金溶湯の噴出作業を行って急冷処理を行えば良
い。この操作によって揮発しやすい硫黄の減量を無く
し、目的の量の硫黄をＦｅ基軟磁性合金中に含ませるこ
とができる。ただし、Ｓの蒸発量を正確に制御できるの
であれば、Ｓは予め母合金に投入して製造しても良いの
は勿論である。
【００５８】以上の製造方法により得られた目的の組成
比のＦｅ基軟磁性合金は、高い飽和磁束密度と高い透磁
率を両立し、かつ、鉄損も少ないものが得られる。例え
ば特定の組成系においては、１.５Ｔ以上の高い飽和磁
束密度を有し、３６０００以上の高い実効透磁率を有す
るとともに、０.１５Ｗ・ｋｇ-1以下の低い鉄損を示す
優れたものとなる。また、ＳとＳｎを微量添加する場
合、微量添加するＳとＳｎの少なくとも一方の組成比を
０.０５〜０.３原子％の好ましい範囲とするならば、
１.５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有し、４００００以
上の高い実効透磁率を有するとともに、０.１Ｗ・ｋｇ
-1以下の低い鉄損を示す優れたＦｅ基軟磁性合金を得る
ことが可能となる。
比のＦｅ基軟磁性合金は、高い飽和磁束密度と高い透磁
率を両立し、かつ、鉄損も少ないものが得られる。例え
ば特定の組成系においては、１.５Ｔ以上の高い飽和磁
束密度を有し、３６０００以上の高い実効透磁率を有す
るとともに、０.１５Ｗ・ｋｇ-1以下の低い鉄損を示す
優れたものとなる。また、ＳとＳｎを微量添加する場
合、微量添加するＳとＳｎの少なくとも一方の組成比を
０.０５〜０.３原子％の好ましい範囲とするならば、
１.５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有し、４００００以
上の高い実効透磁率を有するとともに、０.１Ｗ・ｋｇ
-1以下の低い鉄損を示す優れたＦｅ基軟磁性合金を得る
ことが可能となる。
【００５９】また、本発明に係る組成系のＦｅ基軟磁性
合金であれば、表面粗さとして、Ｒ maxの値が２.５以上
であって透磁率４００００以上のＦｅ基軟磁性合金薄
帯、Ｒ maxの値が３.５以上であっても透磁率４００００
以上のＦｅ基軟磁性合金薄帯を得ることが可能となる。
さらに、表面粗さが４μｍを超えて１０μｍ程度になっ
っても、実用的に充分な透磁率を得ることが可能とな
る。即ち、銅ロール表面状態等によりＦｅ基軟磁性合金
薄帯の表面粗さは変化するが、特に合金溶湯から急冷し
てＦｅ基軟磁性合金薄帯を製造する場合は製造の初期段
階よりも製造末期の段階のもの、即ち長尺の薄帯のエン
ド側のものが表面が荒れ易い。このように表面が荒れ易
いと、表面酸化が起こり易い傾向があり、表面の結晶化
に効いてくる。この点において先のＦｅに対する混合エ
ンタルピーΔＨの値が正の元素Ｑを添加した組成系であ
るならば、表面粗さの値が悪くなっても組成に応じて４
００００以上の高い透磁率と低い保磁力と低い鉄損を確
保することができる。このように本発明においては、多
少表面粗さが粗くても、良好な磁気特性が得られるが、
粗すぎるとコアに加工した場合の占積率が小さくなるた
め、１０μｍ以下に、好ましくは４μｍ以下に抑える必
要がある。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金のこの特性
を生かし、製造条件の緩和と材料歩留まりの向上を図る
ためには、表面粗さは１μｍ以上、より好ましくは２μ
ｍ以上とするのがより好ましい。次に本発明の高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金の組成限定理由について実施例
をもって更に詳細に説明する。
合金であれば、表面粗さとして、Ｒ maxの値が２.５以上
であって透磁率４００００以上のＦｅ基軟磁性合金薄
帯、Ｒ maxの値が３.５以上であっても透磁率４００００
以上のＦｅ基軟磁性合金薄帯を得ることが可能となる。
さらに、表面粗さが４μｍを超えて１０μｍ程度になっ
っても、実用的に充分な透磁率を得ることが可能とな
る。即ち、銅ロール表面状態等によりＦｅ基軟磁性合金
薄帯の表面粗さは変化するが、特に合金溶湯から急冷し
てＦｅ基軟磁性合金薄帯を製造する場合は製造の初期段
階よりも製造末期の段階のもの、即ち長尺の薄帯のエン
ド側のものが表面が荒れ易い。このように表面が荒れ易
いと、表面酸化が起こり易い傾向があり、表面の結晶化
に効いてくる。この点において先のＦｅに対する混合エ
ンタルピーΔＨの値が正の元素Ｑを添加した組成系であ
るならば、表面粗さの値が悪くなっても組成に応じて４
００００以上の高い透磁率と低い保磁力と低い鉄損を確
保することができる。このように本発明においては、多
少表面粗さが粗くても、良好な磁気特性が得られるが、
粗すぎるとコアに加工した場合の占積率が小さくなるた
め、１０μｍ以下に、好ましくは４μｍ以下に抑える必
要がある。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金のこの特性
を生かし、製造条件の緩和と材料歩留まりの向上を図る
ためには、表面粗さは１μｍ以上、より好ましくは２μ
ｍ以上とするのがより好ましい。次に本発明の高飽和磁
束密度Ｆｅ系軟磁性合金の組成限定理由について実施例
をもって更に詳細に説明する。
【００６０】
【実施例】以下の各実施例に示す軟磁性合金薄帯は単ロ
ール液体急冷法により作製した。即ち、１つの回転して
いる鋼製ロール上におかれた石英ノズルから、溶融金属
をアルゴンガスの圧力（射出圧０.０９２ＭＰａ：差
圧）により回転中のロール（ロール周速：７０ｍ／ｓ）
上に、ノズル先端部とロール表面とのギャップを０.２
ｍｍに設定して噴出させ、合金溶湯を急冷して目的の組
成比の合金薄帯を得た。るつぼ先端部の石英ノズルのス
リット状の開口部の幅と厚さは、１５×０.３ｍｍであ
り、以上のように作成した合金薄帯の幅は約１５mmであ
り、厚さは約２０〜４０μmであった。
ール液体急冷法により作製した。即ち、１つの回転して
いる鋼製ロール上におかれた石英ノズルから、溶融金属
をアルゴンガスの圧力（射出圧０.０９２ＭＰａ：差
圧）により回転中のロール（ロール周速：７０ｍ／ｓ）
上に、ノズル先端部とロール表面とのギャップを０.２
ｍｍに設定して噴出させ、合金溶湯を急冷して目的の組
成比の合金薄帯を得た。るつぼ先端部の石英ノズルのス
リット状の開口部の幅と厚さは、１５×０.３ｍｍであ
り、以上のように作成した合金薄帯の幅は約１５mmであ
り、厚さは約２０〜４０μmであった。
【００６１】得られた各合金薄帯試料を後述する熱処理
温度でアニール処理し、軟磁性合金薄帯試料を得た。得
られた軟磁性合金薄帯試料の透磁率は、薄帯試料を加工
し、外径１０mm、内径５mmのリング状とし、これを積み
重ねたものに巻線し、インダクタンス法により測定し
た。実効透磁率(μｅ)の測定条件は１０ｍＯｅ、１ｋＨ
ｚとした。各試料の保磁力(Ｈｃ)は、直流Ｂ−Ｈループ
トレーサにより測定し、飽和磁束密度(Ｂｓ)はＶＳＭに
て１０ｋＯｅで測定した磁化より算出した。なお、特に
規定しない限り、以下に示す実施例では、５００〜７０
０℃の温度で１時間保持した後、水焼入れした後の磁気
特性を示す。
温度でアニール処理し、軟磁性合金薄帯試料を得た。得
られた軟磁性合金薄帯試料の透磁率は、薄帯試料を加工
し、外径１０mm、内径５mmのリング状とし、これを積み
重ねたものに巻線し、インダクタンス法により測定し
た。実効透磁率(μｅ)の測定条件は１０ｍＯｅ、１ｋＨ
ｚとした。各試料の保磁力(Ｈｃ)は、直流Ｂ−Ｈループ
トレーサにより測定し、飽和磁束密度(Ｂｓ)はＶＳＭに
て１０ｋＯｅで測定した磁化より算出した。なお、特に
規定しない限り、以下に示す実施例では、５００〜７０
０℃の温度で１時間保持した後、水焼入れした後の磁気
特性を示す。
【００６２】まず、本発明に係る組成系の軟磁性合金薄
帯においてＦｅ83.8Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｓｎ0.2なる組成と、
Ｆｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ9Ｌａ0.05Ｐ0.5なる組成と、Ｆｅ83
Ｎｂ6 .5Ｂ9Ｃｕ1Ｐ0.5なる組成と、Ｆｅ82.5Ｎｂ6.7Ｂ
9.5Ｌａ0.1Ｇａ1なる組成と、Ｆｅ82.5Ｎｂ6.5Ｂ10Ｃｕ
1なる組成の各軟磁性合金薄帯試料、並びに比較例とし
ての、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成と、Ｆｅ83.5Ｎｂ
6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合金薄帯試料の透磁率
（μ’：１ｋＨｚ）と保磁力（Ｈｃ：Ａ／ｍ）と飽和磁
化（Ｂｒ）と鉄損Ｗ1.33/50／Ｗｋｇ-1の測定結果を図
２に示す。
帯においてＦｅ83.8Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｓｎ0.2なる組成と、
Ｆｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ9Ｌａ0.05Ｐ0.5なる組成と、Ｆｅ83
Ｎｂ6 .5Ｂ9Ｃｕ1Ｐ0.5なる組成と、Ｆｅ82.5Ｎｂ6.7Ｂ
9.5Ｌａ0.1Ｇａ1なる組成と、Ｆｅ82.5Ｎｂ6.5Ｂ10Ｃｕ
1なる組成の各軟磁性合金薄帯試料、並びに比較例とし
ての、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成と、Ｆｅ83.5Ｎｂ
6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合金薄帯試料の透磁率
（μ’：１ｋＨｚ）と保磁力（Ｈｃ：Ａ／ｍ）と飽和磁
化（Ｂｒ）と鉄損Ｗ1.33/50／Ｗｋｇ-1の測定結果を図
２に示す。
【００６３】図２に示す結果から、元素Ｑとして、Ｓ
ｎ、Ｌａ、Ｃｕを選択して添加させた組成系の各軟磁性
合金薄帯試料では、透磁率と保磁力と飽和磁化と鉄損の
いずれかの値が、元素Ｑを添加していない組成系の軟磁
性合金薄帯試料よりも優れた値を示した。また、いずれ
の試料にあってもアニール温度範囲は５５０℃〜７００
℃の範囲、更に好ましくは６００〜７００℃の範囲が好
ましいことがわかる。
ｎ、Ｌａ、Ｃｕを選択して添加させた組成系の各軟磁性
合金薄帯試料では、透磁率と保磁力と飽和磁化と鉄損の
いずれかの値が、元素Ｑを添加していない組成系の軟磁
性合金薄帯試料よりも優れた値を示した。また、いずれ
の試料にあってもアニール温度範囲は５５０℃〜７００
℃の範囲、更に好ましくは６００〜７００℃の範囲が好
ましいことがわかる。
【００６４】次に図３は、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成
の試料（比較例）とＦｅ83.8Ｎｂ6. 5Ｂ9.5Ｓｎ0.2なる
組成の試料の自由表面側（得られた薄帯においてロール
に接触しない側の面）の表面粗さの測定結果を示す。Ｆ
ｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の軟磁性合金薄帯試料におい
て測定した４点およびＦｅ83.8Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｓｎ0.2な
る組成の軟磁性合金薄帯試料においては、（株）小坂研
究所製表面粗さ測定器（ＳＥ−２３００）を用いて、薄
帯長手方向のスタート時、エンド部および中央部の任意
の点における表面（自由面とロール面）を幅方向及び長
さ方向で表面の段差を測定し、平均化することでその材
料の表面粗さ（Ｒmax）とした。図３に示す結果から、
比較例の試料が、Ｒmaxが大きくなるに従って透磁率は
低下し、保磁力は大きくなるのに対し、元素Ｑを添加し
た本発明に係わる軟磁性合金薄帯試料は、Ｒmaxが大き
くなるのに従って透磁率はむしろ向上し、保磁力も低下
しているのがわかる。また、鉄損については、比較例の
試料はＲmaxが多きなるのに従って鉄損の劣化が大きい
のに対し、本発明に係わる軟磁性合金薄帯試料は鉄損の
劣化が小さくなっていることが分かる。これは、元素Ｑ
を添加しない比較例の試料が表面粗さが大きくなるに従
って、薄帯表面の凹凸部分において不均一な核生成を生
じやすくなり、熱処理後の結晶組織が不均一となった
り、化合物相を形成したりして軟磁気特性を劣化させて
いるのに対し、本発明の試料においては元素Ｑが添加さ
れることによって、表面粗さが粗くなってもそのような
不均一な核生成を生じにくくなっていることが考えられ
る。このように元素Ｑを添加することによって、多少表
面粗さが粗くなっても、優れた軟磁気特性を維持できる
ために、製造条件を緩和したり、材料の歩留まりを向上
させることが可能となるため、生産コストを削減するこ
とが可能となる。
の試料（比較例）とＦｅ83.8Ｎｂ6. 5Ｂ9.5Ｓｎ0.2なる
組成の試料の自由表面側（得られた薄帯においてロール
に接触しない側の面）の表面粗さの測定結果を示す。Ｆ
ｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5なる組成の軟磁性合金薄帯試料におい
て測定した４点およびＦｅ83.8Ｎｂ6.5Ｂ9.5Ｓｎ0.2な
る組成の軟磁性合金薄帯試料においては、（株）小坂研
究所製表面粗さ測定器（ＳＥ−２３００）を用いて、薄
帯長手方向のスタート時、エンド部および中央部の任意
の点における表面（自由面とロール面）を幅方向及び長
さ方向で表面の段差を測定し、平均化することでその材
料の表面粗さ（Ｒmax）とした。図３に示す結果から、
比較例の試料が、Ｒmaxが大きくなるに従って透磁率は
低下し、保磁力は大きくなるのに対し、元素Ｑを添加し
た本発明に係わる軟磁性合金薄帯試料は、Ｒmaxが大き
くなるのに従って透磁率はむしろ向上し、保磁力も低下
しているのがわかる。また、鉄損については、比較例の
試料はＲmaxが多きなるのに従って鉄損の劣化が大きい
のに対し、本発明に係わる軟磁性合金薄帯試料は鉄損の
劣化が小さくなっていることが分かる。これは、元素Ｑ
を添加しない比較例の試料が表面粗さが大きくなるに従
って、薄帯表面の凹凸部分において不均一な核生成を生
じやすくなり、熱処理後の結晶組織が不均一となった
り、化合物相を形成したりして軟磁気特性を劣化させて
いるのに対し、本発明の試料においては元素Ｑが添加さ
れることによって、表面粗さが粗くなってもそのような
不均一な核生成を生じにくくなっていることが考えられ
る。このように元素Ｑを添加することによって、多少表
面粗さが粗くなっても、優れた軟磁気特性を維持できる
ために、製造条件を緩和したり、材料の歩留まりを向上
させることが可能となるため、生産コストを削減するこ
とが可能となる。
【００６５】次に、以下に示す表１に、先に説明した混
合エンタルピーΔＨが正の値を示す各種の元素（Ｃｕ、
Ｓｎ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｉｎ）をＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5
なる組成の軟磁性合金に添加した各種の試料と、混合エ
ンタルピーΔＨが正の値を示す各種の元素（Ｃｕ、Ｓ
ｎ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｌａ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂａ）をＦｅ83.5
Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合金に添加した試料と、
混合エンタルピーΔＨが正の値を示すＣｕをＦｅ84.5Ｎ
ｂ6.5Ｂ9なる組成の軟磁性合金に添加した試料と、混合
エンタルピーΔＨが正の値を示すＳｉまたはＣｕをＦｅ
83.5Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合金に添加した試料
と、混合エンタルピーΔＨが正の値を示すＳｎまたはＺ
ｎをＦｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ9なる組成の軟磁性合金に添加し
た試料について、各試料の熱処理温度と保磁力と飽和磁
束密度と飽和磁化と鉄損を測定した結果を示す。
合エンタルピーΔＨが正の値を示す各種の元素（Ｃｕ、
Ｓｎ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｉｎ）をＦｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5
なる組成の軟磁性合金に添加した各種の試料と、混合エ
ンタルピーΔＨが正の値を示す各種の元素（Ｃｕ、Ｓ
ｎ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｌａ、Ａｇ、Ａｕ、Ｂａ）をＦｅ83.5
Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合金に添加した試料と、
混合エンタルピーΔＨが正の値を示すＣｕをＦｅ84.5Ｎ
ｂ6.5Ｂ9なる組成の軟磁性合金に添加した試料と、混合
エンタルピーΔＨが正の値を示すＳｉまたはＣｕをＦｅ
83.5Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合金に添加した試料
と、混合エンタルピーΔＨが正の値を示すＳｎまたはＺ
ｎをＦｅ84.5Ｎｂ6.5Ｂ9なる組成の軟磁性合金に添加し
た試料について、各試料の熱処理温度と保磁力と飽和磁
束密度と飽和磁化と鉄損を測定した結果を示す。
【００６６】
【表１】
【００６７】表１に示すように、Ｆｅ84Ｎｂ6.5Ｂ9.5な
る組成の軟磁性合金にＳｎを０.１あるいは０.２原子％
添加した試料、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｉｎのいずれかを
０.２原子％添加した試料はいずれも添加していない組
成に対して透磁率が向上し、４１０００以上が得られる
とともに鉄損も０.１Ｗｋｇ-1よりも小さく、０.０９２
〜０.０９９の範囲となった。また、飽和磁束密度にお
いてはいずれの試料も１.５Ｔ（テスラ）を超える優れ
た値を示した。
る組成の軟磁性合金にＳｎを０.１あるいは０.２原子％
添加した試料、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｉｎのいずれかを
０.２原子％添加した試料はいずれも添加していない組
成に対して透磁率が向上し、４１０００以上が得られる
とともに鉄損も０.１Ｗｋｇ-1よりも小さく、０.０９２
〜０.０９９の範囲となった。また、飽和磁束密度にお
いてはいずれの試料も１.５Ｔ（テスラ）を超える優れ
た値を示した。
【００６８】Ｆｅ83.5Ｎｂ6.5Ｂ10なる組成の軟磁性合
金試料にＣｕを０.１原子％添加した試料、Ｓｎを０.２
原子％添加した試料、Ｓｒを０.２原子％添加した試
料、Ｚｎを０.２原子％添加した試料、Ｌａを０.１原子
％かるＡｇを０.５原子％添加した試料、Ａｕを０.５原
子％添加した試料、Ｂａを０.２原子％添加した試料
は、いずれもこれらの元素を添加していない試料に比べ
て透磁率が向上し（４２０００〜４４０００）、保磁力
が低く（０.０３５〜０.０５４）、鉄損も０.１Ｗｋｇ
-1よりも小さく、０.０７１〜０.０９９の範囲となっ
た。また、飽和磁束密度においてはいずれの試料も１.
５Ｔ（テスラ）を超える優れた値を示した。Ｆｅ84.5Ｎ
ｂ6.5Ｂ9なる組成の軟磁性合金試料にＳｎあるいはＺｎ
を０.２原子％添加した試料においては５００００ある
いは４２０００の優れた透磁率と０.０４５の低い保磁
力、１.５Ｔを超える優れた飽和磁束密度と０.０９２の
低い鉄損が得られた。
金試料にＣｕを０.１原子％添加した試料、Ｓｎを０.２
原子％添加した試料、Ｓｒを０.２原子％添加した試
料、Ｚｎを０.２原子％添加した試料、Ｌａを０.１原子
％かるＡｇを０.５原子％添加した試料、Ａｕを０.５原
子％添加した試料、Ｂａを０.２原子％添加した試料
は、いずれもこれらの元素を添加していない試料に比べ
て透磁率が向上し（４２０００〜４４０００）、保磁力
が低く（０.０３５〜０.０５４）、鉄損も０.１Ｗｋｇ
-1よりも小さく、０.０７１〜０.０９９の範囲となっ
た。また、飽和磁束密度においてはいずれの試料も１.
５Ｔ（テスラ）を超える優れた値を示した。Ｆｅ84.5Ｎ
ｂ6.5Ｂ9なる組成の軟磁性合金試料にＳｎあるいはＺｎ
を０.２原子％添加した試料においては５００００ある
いは４２０００の優れた透磁率と０.０４５の低い保磁
力、１.５Ｔを超える優れた飽和磁束密度と０.０９２の
低い鉄損が得られた。
【００６９】表２は先の表１に示した各試料と同じよう
に種々の元素ＱをＦｅＮｂＢ系の軟磁性合金に種々の
量、含有させて得た軟磁性合金試料の磁気特性の測定結
果を示すものである。
に種々の元素ＱをＦｅＮｂＢ系の軟磁性合金に種々の
量、含有させて得た軟磁性合金試料の磁気特性の測定結
果を示すものである。
【００７０】
【表２】
【００７１】表２においては、元素Ｑとして、Ｃｕを１
原子％あるいは０.５原子％、Ｌａを０.１あるいは０.
０５原子％、Ｓｎを０.２原子％、Ａｕを０.５原子％、
Ｎｄを０.２原子％、Ｓｒを０.２原子％添加した試料で
あるが、いずれの試料においても透磁率か飽和磁束密度
か鉄損のいずれかの特性が向上している。従って本発明
組成系の軟磁性合金に対する元素Ｑの添加効果を確認す
ることができた。
原子％あるいは０.５原子％、Ｌａを０.１あるいは０.
０５原子％、Ｓｎを０.２原子％、Ａｕを０.５原子％、
Ｎｄを０.２原子％、Ｓｒを０.２原子％添加した試料で
あるが、いずれの試料においても透磁率か飽和磁束密度
か鉄損のいずれかの特性が向上している。従って本発明
組成系の軟磁性合金に対する元素Ｑの添加効果を確認す
ることができた。
【００７２】次に、図４はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６原子％）の飽和磁束密度における組成依存性を示す
三角組成図、図５はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原
子％）の飽和磁化における組成依存性を示す三角組成
図、図６はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子％）の
透磁率における組成依存性を示す三角組成図、図７はＦ
ｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子％）の保磁力におけ
る組成依存性を示す三角組成図、図８はＦｅＮｂＢＣｕ
系合金（Ｎｂ＝６原子％）の磁歪における組成依存性を
示す三角組成図、図９はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６原子％）の鉄損における組成依存性を示す三角組成図
である。これらの図４〜図９に示された結果から、元素
ＱとしてＣｕを選択した場合、本発明に係る元素Ｑを添
加した組成範囲を有することで優れた特性が得られてい
ることが明らかである。また、Ｂの含有量に関し、図４
〜図９に示す結果から見れば、Ｂの含有量については９
〜１０.５原子％の範囲がより好ましい範囲であると考
えられる。
＝６原子％）の飽和磁束密度における組成依存性を示す
三角組成図、図５はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原
子％）の飽和磁化における組成依存性を示す三角組成
図、図６はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子％）の
透磁率における組成依存性を示す三角組成図、図７はＦ
ｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子％）の保磁力におけ
る組成依存性を示す三角組成図、図８はＦｅＮｂＢＣｕ
系合金（Ｎｂ＝６原子％）の磁歪における組成依存性を
示す三角組成図、図９はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６原子％）の鉄損における組成依存性を示す三角組成図
である。これらの図４〜図９に示された結果から、元素
ＱとしてＣｕを選択した場合、本発明に係る元素Ｑを添
加した組成範囲を有することで優れた特性が得られてい
ることが明らかである。また、Ｂの含有量に関し、図４
〜図９に示す結果から見れば、Ｂの含有量については９
〜１０.５原子％の範囲がより好ましい範囲であると考
えられる。
【００７３】図１０はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の透磁率における組成依存性を示す三角
組成図、図１１はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５
原子％）の保磁力における組成依存性を示す三角組成
図、図１２はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子
％）の飽和磁束密度における組成依存性を示す三角組成
図、図１３はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子
％）の飽和磁化における組成依存性を示す三角組成図、
図１４はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子％）
の磁歪における組成依存性を示す三角組成図、図１５は
ＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子％）の鉄損に
おける組成依存性を示す三角組成図である。これらの図
１０〜図１５に示された結果から、元素ＱとしてＣｕを
選択した場合、本発明に係る元素Ｑを添加した組成範囲
を有することで優れた特性が得られていることが明らか
である。
６.５原子％）の透磁率における組成依存性を示す三角
組成図、図１１はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５
原子％）の保磁力における組成依存性を示す三角組成
図、図１２はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子
％）の飽和磁束密度における組成依存性を示す三角組成
図、図１３はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子
％）の飽和磁化における組成依存性を示す三角組成図、
図１４はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子％）
の磁歪における組成依存性を示す三角組成図、図１５は
ＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.５原子％）の鉄損に
おける組成依存性を示す三角組成図である。これらの図
１０〜図１５に示された結果から、元素ＱとしてＣｕを
選択した場合、本発明に係る元素Ｑを添加した組成範囲
を有することで優れた特性が得られていることが明らか
である。
【００７４】図１６はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の透磁率における
組成依存性を示す三角組成図、図１７はＦｅＮｂＭｏＢ
Ｃｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）
の保磁力における組成依存性を示す三角組成図、図１８
はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍ
ｏ＝０.５原子％）の飽和磁束密度における組成依存性
を示す三角組成図、図１９はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金
（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の飽和磁化
における組成依存性を示す三角組成図、図２０はＦｅＮ
ｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５
原子％）の磁歪における組成依存性を示す三角組成図、
図２１はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子
％、Ｍｏ＝０.５原子％）の鉄損における組成依存性を
示す三角組成図である。これらの図１６〜図２１に示さ
れた結果から、元素ＱとしてＣｕを選択した場合、本発
明に係る元素Ｑを添加した組成範囲を有することで優れ
た特性が得られていることが明らかである。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の透磁率における
組成依存性を示す三角組成図、図１７はＦｅＮｂＭｏＢ
Ｃｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）
の保磁力における組成依存性を示す三角組成図、図１８
はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍ
ｏ＝０.５原子％）の飽和磁束密度における組成依存性
を示す三角組成図、図１９はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金
（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の飽和磁化
における組成依存性を示す三角組成図、図２０はＦｅＮ
ｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５
原子％）の磁歪における組成依存性を示す三角組成図、
図２１はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６.０原子
％、Ｍｏ＝０.５原子％）の鉄損における組成依存性を
示す三角組成図である。これらの図１６〜図２１に示さ
れた結果から、元素ＱとしてＣｕを選択した場合、本発
明に係る元素Ｑを添加した組成範囲を有することで優れ
た特性が得られていることが明らかである。
【００７５】
【発明の効果】以上説明したように本発明のＦｅ基軟磁
性合金によれば、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の
値を有する元素である元素Ｑを０.０１原子％以上必須
成分として含むことを特徴とするので、Ｆｅと元素Ｑを
混合することにより固体や液体状態にある物質の内部エ
ネルギーを高くすることができ、平衡状態にある２つの
物質を分離する傾向を強くすることができるので、Ｆｅ
を主体とする母相から元素Ｑを析出し易くすることがで
き、熱処理時にＦｅのｂｃｃ相の結晶の核生成を容易に
することができ、微細なナノ結晶を効率よく生成させる
ことができる。
性合金によれば、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の
値を有する元素である元素Ｑを０.０１原子％以上必須
成分として含むことを特徴とするので、Ｆｅと元素Ｑを
混合することにより固体や液体状態にある物質の内部エ
ネルギーを高くすることができ、平衡状態にある２つの
物質を分離する傾向を強くすることができるので、Ｆｅ
を主体とする母相から元素Ｑを析出し易くすることがで
き、熱処理時にＦｅのｂｃｃ相の結晶の核生成を容易に
することができ、微細なナノ結晶を効率よく生成させる
ことができる。
【００７６】本発明において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのう
ち、少なくとも１種以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの内の少なくとも１
種以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種
以上の元素Ｘと、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の
値を有する元素Ｑとを具備してなり、前記元素Ｑを０.
０１原子％以上必須成分として含むならば、ＦｅにＣｏ
あるいはＮｉに加えて元素Ｍと元素Ｘと元素Ｑを添加し
た組成系の溶湯を急冷する場合にＦｅを主体とする母相
から元素Ｑが析出し易く、更に熱処理時にＦｅのｂｃｃ
相の結晶の核生成が容易になり、微細なナノ結晶を効率
よく生成し易くなる。これにより、元素Ｑを添加する
と、材料の表面粗さが粗くても、熱処理後において微細
な結晶組織を均一に形成することができ、優れた軟磁気
特性が得られる。
ち、少なくとも１種以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの内の少なくとも１
種以上の元素Ｍと、Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種
以上の元素Ｘと、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の
値を有する元素Ｑとを具備してなり、前記元素Ｑを０.
０１原子％以上必須成分として含むならば、ＦｅにＣｏ
あるいはＮｉに加えて元素Ｍと元素Ｘと元素Ｑを添加し
た組成系の溶湯を急冷する場合にＦｅを主体とする母相
から元素Ｑが析出し易く、更に熱処理時にＦｅのｂｃｃ
相の結晶の核生成が容易になり、微細なナノ結晶を効率
よく生成し易くなる。これにより、元素Ｑを添加する
と、材料の表面粗さが粗くても、熱処理後において微細
な結晶組織を均一に形成することができ、優れた軟磁気
特性が得られる。
【００７７】本発明の先の組成において、Ｖ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の元素Ｍ
1を用いるならば、これらの元素はＺｒ、ＨｆなどのＭ
元素よりも大気中で安定であり、酸化しずらいので、液
体急冷法を大気中において実施する場合の製造条件の選
択が容易になり、製造し易くなる。
ｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の元素Ｍ
1を用いるならば、これらの元素はＺｒ、ＨｆなどのＭ
元素よりも大気中で安定であり、酸化しずらいので、液
体急冷法を大気中において実施する場合の製造条件の選
択が容易になり、製造し易くなる。
【００７８】本発明において急冷薄帯合金の組成とし
て、Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcなる組成、Ｔ100-a-b-cＭaＸ
bＱcＺdなる組成、Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉeなる組
成、Ｔ10 0-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeなる組成であるなら
ば、熱処理時にＦｅのｂｃｃ相の結晶の核生成が容易に
なり、微細なナノ結晶を効率よく生成し易くなるという
効果を確実に得ることができる。
て、Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcなる組成、Ｔ100-a-b-cＭaＸ
bＱcＺdなる組成、Ｔ100-a-b-cＭaＸbＱcＳｉeなる組
成、Ｔ10 0-a-b-cＭaＸbＱcＺdＳｉeなる組成であるなら
ば、熱処理時にＦｅのｂｃｃ相の結晶の核生成が容易に
なり、微細なナノ結晶を効率よく生成し易くなるという
効果を確実に得ることができる。
【００７９】本発明の先のいずれかに記載のＦｅ基軟磁
性合金において、組成比ａ、ｂが５≦ａ≦７、８≦ｂ≦
１３の関係を満足するならば、あるいは、組成比ａ、ｂ
が６≦ａ≦６.７、９≦ｂ≦１０.５の関係を満足するな
らば、更に高い飽和磁束密度と透磁率を両立することが
でき、更に低い鉄損を得ることができる。
性合金において、組成比ａ、ｂが５≦ａ≦７、８≦ｂ≦
１３の関係を満足するならば、あるいは、組成比ａ、ｂ
が６≦ａ≦６.７、９≦ｂ≦１０.５の関係を満足するな
らば、更に高い飽和磁束密度と透磁率を両立することが
でき、更に低い鉄損を得ることができる。
【図１】 図１は本発明に係るＦｅ基軟磁性合金の製造
に好適に用いられる合金薄帯製造装置の一例を示す概略
構成図である。
に好適に用いられる合金薄帯製造装置の一例を示す概略
構成図である。
【図２】 図２は本発明に係る各種組成の合金と比較例
合金における透磁率と保磁力と飽和磁化と鉄損のアニー
ル温度依存性を示す図である。
合金における透磁率と保磁力と飽和磁化と鉄損のアニー
ル温度依存性を示す図である。
【図３】 図３は本発明に係る薄帯合金と比較例の薄帯
合金における透磁率と保磁力と飽和磁化と鉄損の表面粗
さ依存性を示す図である。
合金における透磁率と保磁力と飽和磁化と鉄損の表面粗
さ依存性を示す図である。
【図４】 図４はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子
％）の飽和磁束密度における組成依存性を示す三角組成
図である。
％）の飽和磁束密度における組成依存性を示す三角組成
図である。
【図５】 図５はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子
％）の飽和磁化における組成依存性を示す三角組成図で
ある。
％）の飽和磁化における組成依存性を示す三角組成図で
ある。
【図６】 図６はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子
％）の透磁率における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
％）の透磁率における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図７】 図７はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子
％）の保磁力における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
％）の保磁力における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図８】 図８はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子
％）の磁歪における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
％）の磁歪における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図９】 図９はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝６原子
％）の鉄損における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
％）の鉄損における組成依存性を示す三角組成図であ
る。
【図１０】 図１０はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の透磁率における組成依存性を示す三角
組成図である。
６.５原子％）の透磁率における組成依存性を示す三角
組成図である。
【図１１】 図１１はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の保磁力における組成依存性を示す三角
組成図である。
６.５原子％）の保磁力における組成依存性を示す三角
組成図である。
【図１２】 図１２はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の飽和磁束密度における組成依存性を示
す三角組成図である。
６.５原子％）の飽和磁束密度における組成依存性を示
す三角組成図である。
【図１３】 図１３はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の飽和磁化における組成依存性を示す三
角組成図である。
６.５原子％）の飽和磁化における組成依存性を示す三
角組成図である。
【図１４】 図１４はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の磁歪における組成依存性を示す三角組
成図である。
６.５原子％）の磁歪における組成依存性を示す三角組
成図である。
【図１５】 図１５はＦｅＮｂＢＣｕ系合金（Ｎｂ＝
６.５原子％）の鉄損における組成依存性を示す三角組
成図である。
６.５原子％）の鉄損における組成依存性を示す三角組
成図である。
【図１６】 図１６はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の透磁率における
組成依存性を示す三角組成図である。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の透磁率における
組成依存性を示す三角組成図である。
【図１７】 図１７はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の保磁力における
組成依存性を示す三角組成図である。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の保磁力における
組成依存性を示す三角組成図である。
【図１８】 図１８はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の飽和磁束密度に
おける組成依存性を示す三角組成図である。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の飽和磁束密度に
おける組成依存性を示す三角組成図である。
【図１９】 図１９はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の飽和磁化におけ
る組成依存性を示す三角組成図である。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の飽和磁化におけ
る組成依存性を示す三角組成図である。
【図２０】 図２０はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の磁歪における組
成依存性を示す三角組成図である。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の磁歪における組
成依存性を示す三角組成図である。
【図２１】 図２１はＦｅＮｂＭｏＢＣｕ系合金（Ｎｂ
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の鉄損における組
成依存性を示す三角組成図である。
＝６.０原子％、Ｍｏ＝０.５原子％）の鉄損における組
成依存性を示す三角組成図である。
１…冷却ロール、２…溶湯ノズル、３…るつぼ
Claims (18)
- 【請求項１】 液体急冷法により作製した急冷薄帯合金
を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下の
Ｆｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性合金
において、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有
する元素である元素Ｑを０.０１原子％以上必須成分と
して含むことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項２】 液体急冷法により作製した急冷薄帯合金
を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下の
Ｆｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性合金
において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種
以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の元素
Ｍと、Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素Ｘ
と、Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元
素Ｑとを具備してなり、前記元素Ｑを０.０１原子％以
上必須成分として含むことを特徴とするＦｅ基軟磁性合
金。 - 【請求項３】 液体急冷法により作製した急冷薄帯合金
を熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下の
Ｆｅの微細なｂｃｃ相を主相としたナノ結晶軟磁性合金
において、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種
以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの内の少な
くとも１種以上の元素Ｍ1と、Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少な
くとも１種以上の元素Ｘと、Ｆｅとの混合エンタルピー
ΔＨが正の値を有する元素Ｑとを具備してなり、前記元
素Ｑを０.０１原子％以上必須成分として含むことを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項４】 液体急冷法により作製したＴ100-a-b-c
ＭaＸbＱcなる組成の急冷薄帯合金を熱処理することに
より得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細なｂｃｃ
相を主相としたことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。た
だし、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及びＮｉの
うち、少なくとも１種以上の元素を示し、ＭはＶ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの
内の少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃ
のうちの少なくとも１種以上の元素を示し、ＱはＦｅと
の混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を示し、
組成比を示すａ、ｂ、ｃは４≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、
０.０１≦ｃ≦１の関係を満足するものとする。 - 【請求項５】 単ロール液体急冷法により作製したＴ
100-a-b-cＭaＸbＱcＺ dなる組成の急冷薄帯合金を熱処
理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの
微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とするＦｅ基軟
磁性合金。ただし、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃ
ｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種以上の元素を示し、
ＭはＶ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の元素を示し、Ｘは
Ｂ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素を示し、
ＱはＦｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元
素を示し、ＺはＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以上の元素
を示し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは４≦ａ≦９、２
≦ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦５の関係を満
足するものとする。 - 【請求項６】 液体急冷法により作製したＴ100-a-b-c
ＭaＸbＱcＳｉeなる組成の急冷薄帯合金を熱処理するこ
とにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦｅの微細なｂ
ｃｃ相を主相としたことを特徴とするＦｅ基軟磁性合
金。ただし、前記組成式において、ＴはＦｅ、Ｃｏ及び
Ｎｉのうち、少なくとも１種以上の元素を示し、Ｍは
Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、
Ｍｎの内の少なくとも１種以上の元素を示し、ＸはＢ、
Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素を示し、Ｑは
Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を有する元素を
示し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｅは４≦ａ≦９、２≦
ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１、０.１≦ｅ≦１５の関係を
満足するものとする。 - 【請求項７】 単ロール液体急冷法により作製したＴ
100-a-b-cＭaＸbＱcＺ dＳｉeなる組成の急冷薄帯合金を
熱処理することにより得られる粒径１００ｎｍ以下のＦ
ｅの微細なｂｃｃ相を主相としたことを特徴とするＦｅ
基軟磁性合金。ただし、前記組成式において、ＴはＦ
ｅ、Ｃｏ及びＮｉのうち、少なくとも１種以上の元素を
示し、ＭはＶ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｃｒ、Ｍｎの内の少なくとも１種以上の元素を示
し、ＸはＢ、Ｐ、Ｃのうちの少なくとも１種以上の元素
を示し、ＱはＦｅとの混合エンタルピーΔＨが正の値を
有する元素を示し、ＺはＧａ、Ｇｅ、Ａｌのうち１種以
上の元素を示し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは４
≦ａ≦９、２≦ｂ≦１４、０.０１≦ｃ≦１、０＜ｄ≦
５、０.１≦ｅ≦１５の関係を満足するものとする。 - 【請求項８】 請求項１ないし請求項７のいずれかに記
載のＦｅ基軟磁性合金において、組成比ａ、ｂが５≦ａ
≦７、８≦ｂ≦１３の関係を満足されたことを特徴とす
るＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項９】 請求項１ないし請求項７のいずれかに記
載のＦｅ基軟磁性合金において、組成比ａ、ｂが６≦ａ
≦６.７、９≦ｂ≦１０.５の関係を満足されたことを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１０】 請求項２ないし請求項８のいずれかに
記載のＦｅ基軟磁性合金において、元素ＭがＮｂ、Ｖ、
Ｍｏ、Ｗの内の少なくとも１種以上の元素であることを
特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１１】 請求項２ないし請求項８のいずれかに
記載のＦｅ基軟磁性合金において、元素ＭがＮｂである
ことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１２】 請求項１ないし請求項１１のいずれか
に記載のＦｅ基軟磁性合金において、急冷凝固された薄
帯合金が３００℃以上で熱処理されることによりＦｅの
微細なｂｃｃ相が析出されたことを特徴とするＦｅ基軟
磁性合金。 - 【請求項１３】 請求項１ないし請求項１２のいずれか
に記載の急冷薄帯合金が大気中液体急冷法により作製さ
れたものであることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１４】 請求項１ないし１３のいずれかに記載
のＦｅ基軟磁性合金において、１６Ａ／ｍ（０.２ Ｏ
ｅ）以下の保磁力を有し、かつ、１.５Ｔ以上の飽和磁
束密度を示すことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１５】 表面粗さが１〜１０μｍの範囲とされ
たことを特徴とする請求項１ないし１４のいずれかに記
載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１６】 １ｋＨｚにおいて４００００以上の透
磁率、４.８Ａ／ｍ（０.０６ Ｏｅ）以下の保磁力、５
０Ｈｚ、１.３３Ｔにおける鉄損が０.１Ｗ／ｋｇ以下の
少なくとも１つを満たすことを特徴とする請求項１５に
記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１７】 Ｆｅとの混合エンタルピーΔＨが正の
値を有する元素Ｑとして、Ｎ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｋ、Ｃａ、
Ｃｕ、Ｚｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓ
ｂ、Ｃｓ、Ｂａ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｙｂのなかから選択され
る１種以上の元素を用いたことを特徴とする請求項１〜
１６のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１８】 請求項１ないし１７のいずれかに記載
のＦｅ基軟磁性合金が用いられたことを特徴とする磁
心。
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