JP2009120927A - 軟磁性非晶質合金 - Google Patents

Abstract

【課題】 非晶質形成能が高い上に飽和磁束密度も比較的高く、しかも高価な元素の使用量を少なくした、比較的安価な軟磁性非晶質合金を提供する。
【解決手段】 不可避不純物を除いた合金組成が、
組成式：（Ｆｅ_1-aＭ_a）_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_zで表され、前記組成式の構成元素のうち、ＭはＣｏ、Ｎｉの中から選択される１種類以上の元素であり、ＬはＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選択される１種類以上の元素であり、０≦ａ≦０．３、４原子％≦ｗ≦１０原子％、１０原子％≦ｘ≦１８原子％、１原子％≦ｙ≦７原子％、０．３原子％≦ｚ≦５原子％の組成比率の軟磁性非晶質合金であって、さらに、過冷却液体領域の温度範囲が２０℃以上、飽和磁束密度が１．２Ｔ以上の全ての条件を満たすことを条件とする。
【選択図】 図２

Description

本発明は鉄系軟磁性非晶質合金、およびその粉末、薄帯、バルク材、およびそれを用いた電子部品に関する。

軟磁性非晶質合金の開発は最初にＦｅ−Ｐ−Ｃ系合金から始まり、次いでＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金やＦｅ−Ｂ−Ｃ系合金などが開発されてきた。これらの材料はいずれも鉄損が非常に小さいことから、磁性材料としてトランスの磁芯などへの用途が期待されている。しかし、珪素鋼板などの従来の材料と比較した場合に製造コストが高いことや、その飽和磁束密度（Ｂｓ）が相対的に低いことから、未だ広く用いられるには至っていない。またこれらの軟磁性非晶質合金は、その製造時に非晶質化のために１０⁵℃／秒以上という非常に速い冷却速度を必要とすることから、厚みが２０〜３０μｍ程度の薄帯しか作製することができず、バルク材や非晶質合金粉末として提供することは従来では不可能であった。そのため使用の際にはこの薄帯を積層して用いるか、あるいは巻き磁芯とする必要があり、このことが軟磁性非晶質合金の用途を著しく狭めていた。

１９８０年代後半以降、従来の軟磁性非晶質合金とは異なり、結晶化開始温度（Ｔｘ）よりも低温の領域にてガラス遷移が生じる、金属ガラスと呼ばれる一連の非晶質合金が見出された。金属ガラスのガラス遷移温度（Ｔｇ）はＴｘよりも低く、ＴｘとＴｇの間の温度領域は過冷却液体領域と呼ばれている。この過冷却液体領域の存在は金属ガラスが有するガラス構造の安定化に関係していると考えられており、この領域を有する合金は、従来にはなかった非晶質形成能の優れた合金である。この合金の例としては、Ｌｎ−Ａｌ−ＴＭ系合金（Ｌｎは希土類元素、ＴＭは遷移金属）やＺｒ−Ａｌ−Ｎｉ系合金、Ｐｄ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｐ系合金などの組成が発見されている。これらの組成の合金は、従来の過冷却液体領域を持たないアモルファス（非晶質）合金とは異なり、ガラス構造の形成の際に極端に大きな冷却速度を必要としないことから、厚みが数ｍｍ程度の金属ガラスバルク材を作製することが可能である。また１９９０年代半ば以降には、Ｆｅ基の合金系の組成による金属ガラス合金も発見されており、以下の各特許文献、非特許文献に記されたそれぞれの組成の合金が報告されている。

特許文献１，２には、Ｆｅ−（Ａｌ，Ｇａ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉ）系の過冷却液体領域を持つＦｅ基の金属ガラス合金の例が報告されている。また特許文献３および非特許文献１には、前記組成からＳｉを除いたＦｅ−（Ａｌ，Ｇａ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）系の組成の例が、さらに特許文献４および非特許文献２には、特許文献１，２の組成からＡｌを除いたＦｅ−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ，Ｓｉ）系の組成の例がそれぞれ報告されている。ところがこれらの合金は、いずれも非晶質形成能を向上させるためにＧａという非常に高価な元素の添加が必要であり、原料コストの面で工業化は困難である。

また、特許文献５および非特許文献３にはＦｅ−（Ｂ，Ｓｉ，Ｎｂ）系の金属ガラス合金の例が報告されているが、これらの組成では非晶質形成能は最大で１．５ｍｍ程度とあまり大きくならない。さらに後記の非特許文献４に示されているように、Ｎｂの添加によりＢｓは一般に急激に低下することとなるため、Ｂｓの値も１．２Ｔ程度とさほど高くはならない。この非特許文献４には、前記組成に磁性元素であるＣｏやＮｉを添加した（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−（Ｂ，Ｓｉ，Ｎｂ）系の金属ガラス合金の例が報告されている。この場合、ＣｏおよびＮｉの添加により非晶質形成能は向上するものの、一方でＢｓは多少低下してしまう。さらにＣｏやＮｉといった元素材料は最近では価格の高騰が激しく、これらの元素の添加量を大きく増加させた場合は原料コストが増大してしまう。

この事情は特許文献６に記載の（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−（Ｂ，Ｎｂ）系の金属ガラス合金や、特許文献７に記載の（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−（Ｂ，Ｚｒ）系の金属ガラス合金の場合にも同様であり、Ｆｅ以外の磁性元素であるＣｏやＮｉを多量に添加した場合は、その製造コストが増大する結果となる。その他の組成としては、非特許文献５に報告されている（Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）−（Ｂ，Ｚｒ）系や、非特許文献６に報告されている（Ｆｅ，Ｃｏ）−（Ｂ，Ｔａ）系などの金属ガラス合金の例もある。しかしこれらの組成ではいずれもＢｓがかなり小さいため、Ｂｓの値の高さがさほど必要とはされないセンサなどに用途が限定されてしまうという問題がある。また価格が高騰しているＣｏ，Ｎｉを相当量含むという問題も依然として残る。

一般にこれらの金属ガラス合金では、従来の他の軟磁性合金に比べて非晶質形成能が向上し、比較的遅い冷却速度でも非晶質の合金構造を形成することが可能である。しかし、これらの組成の合金では非磁性元素を多量に含んでいることが原因となってＢｓが低くなる（磁気特性が低下する）という問題点があった。この非晶質形成能の向上と良好な磁気特性とは互いに相反関係にあり、両者の両立は一般には困難である。非晶質形成能を向上させる添加元素としてＣｏやＮｉといった磁性元素を用いた場合はＢｓの低下の問題は多少緩和されるものの、ＣｏやＮｉは前記のように最近の価格の高騰が激しいため、これらの元素を金属ガラス合金の原料として多量に用いることは、コストの面で工業的生産に困難を来す原因となってしまう。

特開平０９−３２０８２７号公報 特開平１１−０７１６４７号公報 特開２００１−１５２３０１号公報 特開２００１−３１６７８２号公報 特開２００３−２５３４０８号公報 特開２０００−２０４４５２号公報 特開平１１−１３１１９９号公報 Akihisa Inoue, Jin Seon Gook,"Fe-Based Ferromagnetic Glassy Alloys with Wide Supercooled Liquid Region"Materials Transactions, JIM, Vol.36, No.9 (1995), pp.1180-1183 Baolong Shen, Akihisa Inoue,"Bulk Glassy Fe-Ga-P-C-B-Si Alloys with High Glass-Forming Ability, High Saturation Magnetization and Good Soft Magnetic Properties"Materials Transactions, Vol.43, No.5 (2002), pp.1235-1239 Akihisa Inoue, Baolong Shen,"Soft Magnetic Bulk Glassy Fe-B-Si-Nb Alloys with High Saturation Magnetization above 1.5T"Materials Transactions, Vol.43, No.4 (2002), pp.766-769 Baolong Shen, Chuntao Chang, Akihisa Inoue,"Formation, ductile deformation behavior and soft-magnetic properties of (Fe,Co,Ni)-B-Si-Nb bulk glassy alloys"Intermetallics, Vol.15, Issue 1, (2007), pp.9-16 Akihisa Inoue, Tao Zhang, Takaomi Itoi, Akira Takeuchi,"New Fe-Co-Ni-Zr-B Amorphous Alloys with Wide Supercooled Liquid Regions and Good Soft Magnetic Properties"Materials Transactions, JIM, Vol.33, No.4 (1997), pp.359-362 A. Inoue, B. L. Shen, H. Koshiba, H. Kato, A. R. Yavari,"Ultra-high strength above 5000MPa and soft magnetic properties of Co-Fe-Ta-B bulk glassy alloys"Acta Materialia, Vol.52, No.6 (2004), pp.1631-1637

本発明の解決すべき課題は、非晶質形成能が高い上に飽和磁束密度Ｂｓも比較的高く、しかも現在では高価な材料であるＣｏおよびＮｉの使用量を少なくした、比較的安価な軟磁性非晶質合金を提供することである。本発明では、添加する非磁性元素の種類と添加量の範囲をその特性のバランスを取って決定するとともに、良好な特性を維持しつつも工業化が可能な、その組成範囲を提示するものである。そしてこの組成範囲の合金として製造された混相組織を有する軟磁性非晶質合金の粉末、および前記粉末を用いた低損失の圧粉磁芯、前記圧粉磁芯を用いたインダクタ、および薄帯、バルク材を提供するものである。

ここで金属ガラス合金は一般に非晶質形成能に優れ、過冷却液体領域を有すると同時に保磁力（Ｈｃ）が低いという特徴を持つ。しかし従来の組成の金属ガラス合金ではＮｂの添加や、組成中のＦｅの割合が低いために飽和磁束密度が低くなってしまう。一方、従来知られていた飽和磁束密度が高い組成の材料にはＧａやＣｏのような価格の高い原料が多量に使用されており、飽和磁束密度が１．２Ｔを超え、なおかつ工業化に適した材料は従来知られていなかった。また金属ガラス合金以外の軟磁性結晶質合金材料においても、結晶磁気異方性の小さいセンダストやＰＣパーマロイ（Ｎｉ−Ｍｏ，Ｃｕ−Ｆｅパーマロイ）などではやはり飽和磁束密度が１．２Ｔを超えることはない。本発明では工業化に適した、飽和磁束密度が１．２Ｔ以上の金属ガラス合金を得ることを目的とする。

本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として、種々の合金組成について鋭意検討した結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃを含むＦｅ基合金に、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏから選択される一種以上の元素を添加し、さらにその組成成分を限定することにより、非晶質形成能が格段に向上し、明瞭な過冷却液体領域が出現することを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の第１の発明は、不可避不純物を除いた組成式が下記の組成式１にて表され、高い非晶質形成能および優れた軟磁気特性（高飽和磁化、低保磁力、高透磁率、低鉄損など）を有し、過冷却液体領域を有していて、結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇの温度差ΔＴｘ（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ）で表される過冷却液体領域の温度範囲ΔＴｘが、ΔＴｘ≧２０℃を満たし、かつ飽和磁束密度が１．２Ｔ以上であることを特徴とする軟磁性非晶質合金である。ここでΔＴｘ≧２０℃の条件は発明者らによる実験により決定されたもので、溶融した金属を冷却した際に、固相内に結晶化した領域を有しない軟磁性非晶質合金を作製するために必要な過冷却液体領域の温度範囲であり、またこの温度範囲の過冷却液領域を有する組成において保磁力など軟磁気特性の向上に顕著な効果を現す。

組成式１：（Ｆｅ_1-aＭ_a）_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_z（ただし、ＭはＣｏ、Ｎｉの中から選択される１種類以上の元素であり、ＬはＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選択される１種類以上の元素であり、０≦ａ≦０．３、４原子％≦ｗ≦１０原子％、１０原子％≦ｘ≦１８原子％、１原子％≦ｙ≦７原子％、０．３原子％≦ｚ≦５原子％）

本発明において主たる成分であるＦｅは磁性を担う元素であり、磁気特性を有するために必須である。またＭはＣｏ、Ｎｉの中から選択される１種類以上の元素であって、Ｆｅと同様に磁性を担う元素である。Ｍの添加は非晶質形成能の向上に一定の効果を有する。Ｍの添加量の割合はＦｅとの総和に対して０．３以下（０を含む）である。本発明でＭの添加量の割合を０．３以下としたのは、ＣｏやＮｉが近年は高価であり、これらの元素を多量に添加した場合は軟磁性非晶質合金の製造コストが上昇してしまうこと、添加量の割合が０．３を超えると飽和磁束密度が低下し、従って軟磁気特性がやはり低下することが理由である。またＭがＣｏの場合に、高飽和磁束密度を求めるなら添加量の割合を０．２以下とすることが望ましい。

Ｓｉも本発明において必須の元素であり、その添加量は、４原子％以上、１０原子％以下である。本発明でＳｉの添加量を４原子％以上、１０原子％以下に定めたのは、Ｓｉが４原子％未満では非晶質形成能が低下し、また１０原子％を超えると過冷却液体領域が存在せず、また非晶質形成能が低下するためである。またＳｉは５原子％以上、１０原子％以下にすることがより望ましい。

Ｂも本発明において必須の元素であり、その添加量は、１０原子％以上、１８原子％以下である。本発明でＢの添加量を１０原子％以上、１８原子％以下に定めたのは、Ｂが１０原子％未満では過冷却液体領域が存在せず、また非晶質形成能が低下し、１８原子％を超えると融点が高くなり非晶質形成能が低下するためである。またＢは１２原子％以上、１８原子％以下にすることがより望ましい。

Ｃも本発明において必須の元素であり、その添加量は、１原子％以上、７原子％以下である。本発明でＣの添加量を７原子％以下に定めたのは、Ｃが７原子％を超えると過冷却液体領域が存在せず、また非晶質形成能が低下するためである。またＣは２原子％以上、５原子％以下にすることがより望ましい。

ＬはＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選択される１種類以上の元素であって、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ合金の非晶質形成能を向上させる元素であり、その添加量は、０．３原子％以上、５原子％以下である。本発明でＬの添加量を５原子％以下に定めたのは、５原子％を超えると飽和磁束密度が低下し、軟磁気特性が低下するためである。

本発明の第２の発明は、第１の発明からなり、水アトマイズ装置により作製された非晶質単相粉末であることを特徴とする。この第２の発明による非晶質単相粉末は、量産性に優れ、製造コストが比較的低い、汎用の水アトマイズ法による粉末作製装置を用いることで作製可能である。なお第１の発明とは異なる従来の軟磁性非晶質合金組成を用いた場合には、その非晶質形成能が本発明の軟磁性非晶質合金に比べて劣る。そのため、水アトマイズ法による従来の軟磁性非晶質合金の粉末作製では、冷却速度不足のため結晶化をしてしまい軟磁気特性が急激に劣化する。

本発明の第３の発明は、第２の発明の、非晶質単相粉末と結合材とを含む混合物を、成形してなることを特徴とする圧粉磁芯である。本発明の圧粉磁芯は、非晶質単相粉末と結合材とを含む混合物が所定形状に成形されてなることを特徴としており、従来から知られている種々の合金粉末による圧粉磁芯と比較して、大幅な鉄損の低減を実現することができる。これは前記第１および第２の発明によって非晶質単相粉末の作製が可能となったことによるもので、これにより、非晶質単相粉末が有する優れた軟磁気特性を、圧粉磁芯の磁気特性として活用できるためである。

また第１の発明による軟磁性非晶質合金は、電磁軟鉄やパーマロイ、センダスト、珪素鋼板と比較して比抵抗が高いため、この第３の発明による圧粉磁芯に適用した場合はその渦電流損失を低く抑えることができ、さらに高周波特性にも優れているという特徴を有する。またこの第３の発明に用いられる結合材は非晶質単相粉末間の絶縁の役割も担っている。このため含有される結合材の量が少な過ぎる場合は、圧粉磁芯での絶縁抵抗が低くなると同時にその強度の保持が困難となる。また逆に多過ぎる場合は、非晶質磁性粉末の含有量が減って磁気特性が低下する。このため結合材として混合される絶縁材料の量は、圧粉磁芯の形成材料全体に対して１重量％ないし５重量％の比率とすることが望ましい。また圧粉磁芯の成形性を向上させる目的で別途潤滑材を添加してもよい。

さらに非晶質単相粉末の過冷却液体領域近傍で熱間成形を実施する場合は、成形された圧粉磁芯の内部に粘性流動を生じさせることが可能で、この性質を利用して高密度な圧粉磁芯を得ることができる。さらに過冷却液体領域ではこれらの混合物は粘性流動状態となることから、作製した圧粉磁芯をこの温度領域に保持することで内部応力を容易に緩和することができ、成型時の応力によって劣化した圧粉磁芯の軟磁気特性を改善することができる。

本発明の第４の発明は、第３の発明である、非晶質単相粉末と結合材とを含む混合物を成形してなる圧粉磁芯と、コイルとからなることを特徴とするインダクタである。第４の発明のインダクタでは、前記第３の発明の特徴である、第１および第２の発明に示される非晶質単相粉末を使用することにより、磁芯における大幅な鉄損の低減を実現することができ、従ってインダクタにおけるエネルギー損失の大幅な向上が可能になる。

本発明の第５の発明は、第１の発明からなり、単ロール法もしくは双ロール法にて作製された、厚み０．１ｍｍ以上の非晶質単相薄帯である。第１の発明である軟磁性非晶質合金は、従来のＦｅ基軟磁性非晶質合金だけではなく、Ｆｅ基軟磁性金属ガラスと比較しても優れた非晶質形成能を有していることから、量産性に優れた単ロール法や双ロール法によって、厚み０．１ｍｍ以上の非晶質単相薄帯を安定的に作製することが可能である。

即ち、本発明は、不可避不純物を除いた組成が、
組成式：（Ｆｅ_1-aＭ_a）_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_zで表され、前記組成式の構成元素のうち、ＭはＣｏ、Ｎｉの中から選択される１種類以上の元素であり、ＬはＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選択される１種類以上の元素であり、０≦ａ≦０．３、４原子％≦ｗ≦１０原子％、１０原子％≦ｘ≦１８原子％、１原子％≦ｙ≦７原子％、０．３原子％≦ｚ≦５原子％の組成比率の軟磁性非晶質合金であって、結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇの温度差ΔＴｘ（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ）が２０℃以上であり、かつ飽和磁束密度が１．２Ｔ以上であることを特徴とする軟磁性非晶質合金である。

また、本発明は、水アトマイズ法により作製されたことを特徴とする軟磁性非晶質合金の粉末である。

さらに、本発明は、軟磁性非晶質合金の粉末と結合材とを含む混合物を成形してなることを特徴とする圧粉磁芯である。

さらに、本発明は、圧粉磁芯と、コイルとを含み構成されることを特徴とするインダクタである。

さらに、本発明は、単ロール法または双ロール法により作製され、厚みが０．１ｍｍ以上であることを特徴とする軟磁性非晶質合金の薄帯である。

本発明による軟磁性非晶質合金は、非晶質形成能に優れていることから、冷却速度がさほど大きくない（１０³℃／秒程度）場合でも非晶質相を形成することが可能である。このことから粉末、バルク材、薄帯などの様々な様態の軟磁性非晶質合金材料を容易に作製することができる。またその非晶質構造の均一性が高いことから結晶磁気異方性を持たず、それにより保磁力が低く、また飽和磁束密度が高いなど、優れた軟磁気特性を有している。このような軟磁性非晶質合金粉末を用いて圧粉磁芯を形成し、またインダクタを作製した場合には、飽和磁束密度が高く、従って小型化しても磁気飽和しにくい、小型化に適したインダクタを提供することが可能である。また、組成内にＧａなどの高価な元素を含んでおらず、さらにＣｏ、Ｎｉの含有量も比較的低いことから低コストにて必要な組成の合金を製造することができるという特徴も有する。

以下に本発明の実施の形態を具体的に説明する。本発明の軟磁性非晶質合金の特徴とするところは、良好な磁気的特性が得られる非晶質合金の組成範囲、および前記非晶質合金を用いてなる部材およびそれを用いた装置にあるので、非晶質合金の作製にあたっては従来の一般的な高周波加熱装置や溶解冷却装置、熱処理装置、プレス装置などをそのまま利用可能である。溶解冷却装置を例に挙げるならば、一定範囲の速度での冷却が可能な装置であれば、どのようなものでも問題なく使用することができ、使用可能な冷却装置としては金型鋳造装置、水アトマイズ装置、単ロール装置もしくは双ロール装置などがある。また熱処理工程を例に挙げるならば、雰囲気調整が可能で、非晶質合金の結晶化開始温度の近傍の温度領域で温度の制御が可能な電気炉であれば、どのようなものでもとくに問題なく使用することができる。

高周波加熱装置を用いて本発明における軟磁性非晶質合金を作製する場合は、まず原料となる金属材料をそれぞれ秤量し、高周波加熱装置にて溶融し均一な母合金を作製する。さらに溶解冷却装置を用いて得られた母合金を再溶解し、結晶が析出することのない一定以上の速度で冷却することで、軟磁性非晶質粉末や薄帯を得ることができる。さらに軟磁性非晶質粉末を結合材とを混合し、プレス成形することによって、圧粉磁芯やインダクタを得ることができる。さらに軟磁性非晶質薄帯を用いて巻磁芯や積層磁芯を得ることができる。溶解冷却装置は、溶解した母合金に所定以上の冷却速度を与えることが可能であって、軟磁性合金が結晶化することなく非晶質単相が得られるものであればどのような方法でもよく、金型鋳造法、水アトマイズ法、単ロール法もしくは双ロール法などが適用可能である。

次いで、得られた軟磁性非晶質粉末、薄帯を用いた部材である圧粉磁芯やインダクタ、巻磁芯、積層磁芯に対して熱処理を実施する。この熱処理は非晶質が凝固する際に蓄積される熱歪みや粉末などをプレス成形した時の応力歪みを緩和するためのものであり、熱処理温度は作製する軟磁性非晶質合金の結晶化開始温度（Ｔｘ）以下の温度で、結晶化が開始しない時間の範囲で熱処理をすることが好ましく、一般には４００〜５００℃程度に設定される。熱処理の際には、Ｎ₂ガスを流すなどの方法により雰囲気を調整して、軟磁性非晶質合金の表面酸化を防ぐようにする。必要な熱処理時間は昇温温度や軟磁性非晶質合金の形状にも左右されるが、一般には数分から数時間程度であり、熱処理温度が高いほど熱処理時間は短時間で完了する。

本発明の軟磁性非晶質合金は１０³℃／秒程度の冷却速度でも十分に製造可能であり、１０⁵℃／秒以上を必要とする従来の非晶質合金と比較すると、非常にゆっくりと冷却しても非晶質相を得ることができるため、粉末や薄帯など、様々な形状の軟磁性非晶質合金を作製することができる。とくに軟磁性非晶質粉末はバインダと混合することで圧粉磁芯を形成可能であり、非常に有用である。また薄帯を作製する場合も、冷却速度が遅いために従来方法による２０μｍ程度の厚みだけではなく、もっと厚い、厚み０．１ｍｍ程度以上の薄帯を作製可能であり、このため従来の軟磁性非晶質合金と比べて広い用途に使用することができる。また得られた各種形状の軟磁性非晶質合金をさらに加工して、圧粉磁芯やそれを用いたインダクタなどを作製する場合においても、基本的に従来の一般的な製造装置をそのまま用いることが可能である。

なお、本発明において作製した合金が結晶質の状態（結晶相）であるか、非晶質の状態（非晶質相）であるかは、Ｘ線回折法によって得られる合金表面のＸ線回折プロファイルにより判断している。具体的には結晶相の場合、Ｘ線回折プロファイルには析出した化合物の結晶構造に由来する鋭いピークが生じる。ここで鋭いピークとは半値幅が３°未満のものである。これらのピークを生じさせる化合物は一般にαＦｅ（α相の鉄）を始め、Ｆｅ₂Ｂ、Ｆｅ₃Ｂ、Ｆｅ₂₃Ｂ₆、Ｆｅ₅Ｓｉ₃、Ｆｅ₃Ｓｉ、Ｆｅ₃Ｃなどであるが、これらに限定されるものではない。

一方、非晶質相の場合は結晶構造を有しないため、そのＸ線回折プロファイルには結晶に起因する鋭いピークは生じず、特性Ｘ線としてＣｕ−Ｋα線を用いた場合は、試料表面とＸ線検出器とのなす角をθとして、回折角である２θ＝４５°、８０°の位置にブロードなピークが生じる。ここでブロードなピークとは半値幅が３°以上のものである。また非晶質相と結晶相が混在した場合は、そのＸ線回折プロファイルにブロードなピークと結晶に起因する鋭いピークが共存するが、その時はブロードなピークの積分強度が全体の９５％以上を占める場合を非晶質相とし、また９５％未満である場合を結晶相としている。

また本発明によって得られた非晶質合金の薄帯や粉末を、Ａｒなどの不活性雰囲気中で昇温すると、まず特定の温度においてガラス遷移現象が発生し、次いでさらに高温になると結晶化現象が起こる。本発明の実施例ではこのガラス遷移現象の開始温度をガラス遷移温度（Ｔｇ）と規定し、また結晶化の開始温度を結晶化開始温度（Ｔｘ）と規定している。さらに、このガラス遷移温度（Ｔｇ）と結晶化開始温度（Ｔｘ）の間の温度範囲の領域を過冷却液体領域と規定している。またこの温度範囲を温度差ΔＴｘ（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ）で表し、非晶質形成能を評価するための指標として用いている。ここで、これらのガラス遷移温度や結晶化開始温度は、示差走査熱量分析装置（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimeter）を用い、約４０℃／分（０．６７℃／秒）の昇温速度で熱分析を行うことにより評価している。

なお、本発明における軟磁性非晶質合金の粉末を用いてなる圧粉磁芯は、前記軟磁性非晶質合金の粉末と有機結合材とを混合、成型することにより作製可能である。ここで合金粉末と混合して用いる有機結合材としては熱硬化性樹脂が好適であり、その樹脂の種類は圧粉磁芯の用途や必要な耐熱性によって適宜選択することができる。好適に用いられる有機結合材の例としては、エポキシ樹脂、不飽和ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、キシレン樹脂、ジアリルフタレート樹脂、シリコーン樹脂、ポリアミドイミド、ポリイミドなどが挙げられるが、もちろんこれらに限定されるものではない。

合金組成の異なる軟磁性非晶質合金を実施例、比較例として実際に作製し、その物理特性や磁気特性を評価した。評価した各々の軟磁性非晶質合金の組成とその評価結果について以下に説明する。

（実施例１〜１３、比較例１〜９）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｒの純度９９．５％以上の原料を用い、下記の表１に記載の本発明の実施例１〜１３、および比較例１〜９の合金組成となるようそれぞれ秤量し、高周波加熱装置の真空チャンバー内にアルミナ坩堝の中に入れて配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を金型鋳造法および単ロール法にてそれぞれ処理し、鋳造棒材と薄帯を得た。図１に金型鋳造法により鋳造棒材を作製する際に用いた金型鋳造装置の概略図を示す。金型鋳造装置は先端に小孔２を有する石英ノズル３、石英ノズル３を取り囲んで設置された高周波発生コイル４、および石英ノズル３の先端の小孔２の直下に配置された銅製金型６などからなり、周囲は減圧Ａｒ雰囲気である。

ここで石英ノズル３内には所定の成分組成となるように作製した母合金を投入し、その周囲に配置された高周波発生コイル４により加熱溶融して、所定の組成の溶融合金１を得た。石英ノズル３の先端の小孔２は十分に小さいために、溶融合金１は液体となっても小孔２から流れ出すことはない。この溶融合金１に対して石英ノズル３の上方からＡｒガスを加圧して送り込むと、溶融合金１は図１の矢印の向きに石英ノズル３の小孔２から下方に噴出し、直下に配置された銅製金型６の孔５に注入されて凝固して、鋳造棒材となる。銅製金型６は溶融合金１の組成の軟磁性非晶質合金のガラス遷移温度よりも十分に低い温度、例えば室温の銅製の金属塊であり、鋳込み空間として深さ５０ｍｍの円柱状の孔５が設けられている。孔５の最上部はラッパ状に拡がっており、噴出した溶融合金１が孔５内に注入されやすい構造となっている。

各実施例および比較例では孔５の直径が１ｍｍ、２ｍｍ、３ｍｍ、４ｍｍの４種類の銅製金型６を用意し、それぞれの銅製金型６を用いて組成ごとに４種類の直径の鋳造棒材を作製した。銅製金型６の孔５に溶融合金１が注入されると銅製金型６の大きな熱容量により冷却され、凝固して鋳造棒材が形成されるが、この際に孔５の直径が小さいと溶融合金１の冷却速度は速く、直径が大きいと冷却速度は遅くなる。従って孔５の直径を変えて鋳造棒材を作製し、その縦断面（作製した鋳造棒材の長さ方向の断面）の合金表面のＸ線回折プロファイルを測定することにより、作製した合金が非晶質の状態かどうかを判定することができる。

本発明では、Ｘ線回折プロファイルがブロードなピークとなる非晶質相が得られる鋳造棒材の直径の最大値をその組成の場合の臨界直径と規定し、各実施例および比較例においてこの臨界直径の値を測定した。作製された軟磁性合金は、この臨界直径の値が大きいほど非晶質形成能が優れていることになる。ここで冷却速度が１０³℃／秒程度となるのは直径１ｍｍの鋳造棒材を作製する場合であり、臨界直径１ｍｍ以上が本発明の軟磁性非晶質合金の条件である。

また鋳造棒材以外に、各組成の母合金をそれぞれ用いて単ロール法によって厚み２０μｍの薄帯を作製した。この厚み２０μｍの薄帯は前記鋳造棒材よりも作製時の冷却速度が遙かに速く、そのためいずれの組成でも軟磁性非晶質合金が得られている。ＤＳＣを用いて約４０℃／分の昇温速度でこの薄帯の熱分析を行い、それぞれの軟磁性合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）および結晶化開始温度（Ｔｘ）を測定し、過冷却液体領域の温度範囲（ΔＴｘ）を得た。また前記と同じ厚み２０μｍの薄帯を用い、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating - Sample Magnetometer）により各組成の軟磁性合金の飽和磁束密度（Ｂｓ）の測定を室温にて行った。本発明の実施例１〜１３、および比較例１〜９の組成における軟磁性合金のΔＴｘ、Ｂｓ、臨界直径の値の測定結果をそれぞれ表１に示す。

表１において、過冷却液体領域の温度範囲（ΔＴｘ）が２０℃以上、飽和磁束密度（Ｂｓ）が１．２Ｔ以上、臨界直径１ｍｍ以上の全ての条件を満たすことが本発明における軟磁性非晶質合金の条件である。なお表１に示した飽和磁束密度および過冷却液体領域の温度範囲の項目は、いずれも１組成あたり３個ずつ作製した各試料の計測値の平均値を示している。また臨界直径は長さ５０ｍｍの鋳造棒材の先端から５ｍｍ、２５ｍｍ、４５ｍｍの地点の３ヶ所をＸ線回折法でそれぞれ評価し、３ヶ所とも非晶質相であることが確認できた鋳造棒材の最大直径を示すものである。

図２は、下記の表１に実施例１１として示した組成である、Ｆｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁軟磁性非晶質合金の、単ロール法により作製した厚み２０μｍの薄帯に対してＤＳＣを用いて熱分析を行った結果をグラフとして示したものである。昇温速度は４０℃／分としている。横軸は温度、縦軸は相対発熱量であり、軟磁性非晶質合金の温度が上昇するにつれて最初は縦軸の値が徐々に上昇するものの、やがて緩やかな下降に転じる（吸熱反応が生じる）という、金属ガラスに特有の挙動を示す。ガラス遷移温度（Ｔｇ）を過ぎ、グラフの極小値を経て結晶化開始温度（Ｔｘ）に達すると軟磁性非晶質合金の結晶化が始まり、大きな発熱ピークとなる。

また図３は、同じ実施例１１の組成の厚み２０μｍの薄帯に対してＶＳＭにより飽和磁束密度（Ｂｓ）を測定した際の、直流Ｂ−Ｈ曲線（磁気ヒステリシス曲線）をグラフとして示したものである。グラフの縦軸は磁束密度（Ｔ）、横軸は磁場（Ａ／ｍ）である。グラフからこの場合は保磁力（直流Ｂ−Ｈ曲線において、Ｂが０Ｔの場合の磁場の値）が３Ａ／ｍ程度と非常に小さいことが分かる。この性質は本発明における他の組成の軟磁性非晶質合金にも共通する性質であり、飽和磁束密度が大きいにも関わらず直流Ｂ−Ｈ曲線にて囲まれた面積であるヒステリシス損が小さく、従って圧粉磁芯などに加工した場合の鉄損が極めて小さな材料であることが分かる。

表１において、本発明の実施例１〜１３は、いずれもΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただしＴｘは結晶化開始温度を示し、Ｔｇはガラス遷移温度を示す）の式で表される過冷却液体領域の温度範囲ΔＴｘが、ΔＴｘ≧２０℃を満たし、かつ飽和磁束密度が１．２Ｔ以上であって、しかも臨界直径が１ｍｍ以上の条件を全て満たす軟磁性非晶質合金である。一方、比較例１〜９では、これら３つの条件のうち満足していない条件が１つ以上存在する。なお比較例９のＭＥＴＧＬＡＳ組成とは、日立金属株式会社が開発した商品名：ＭＥＴＧＬＡＳ ２６０５−Ｓ２と同等の組成の非晶質合金を高周波加熱装置内にて高周波溶解し、鋳造棒材および薄帯をそれぞれ作製して測定を行ったものである。

まず表１の実施例１、２、３および比較例１、２に着目すると、これらの組成は、Ｎｉ、Ｃｏを含まないＦｅ_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_z（ｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子％）において、Ｌ＝Ｍｏの場合に、Ｓｉの含有量であるｗの値を２原子％から１２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１、２、３の場合はΔＴｘ≧２０℃、Ｂｓ≧１．２Ｔ、臨界直径≧１ｍｍの全ての条件を満たしており、この場合の４≦ｗ≦１０の範囲が本発明におけるパラメータｗの条件範囲となる。ｗ＝２である比較例１、ｗ＝１２である比較例２の場合にはいずれも臨界直径が１ｍｍ未満である。なお比較例２の場合はΔＴｘも存在せず、この条件も満たされていない。

次に表１の実施例４、５、６および比較例３、４に着目すると、これらの組成は、Ｎｉ、Ｃｏを含まないＦｅ_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_z（ｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子％）において、Ｌ＝Ｍｏの場合に、Ｂの含有量であるｘの値を９原子％から１９原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例４、５、６の場合はΔＴｘ≧２０℃、Ｂｓ≧１．２Ｔ、臨界直径≧１ｍｍの全ての条件を満たしており、この場合の１０≦ｘ≦１８の範囲が本発明におけるパラメータｘの条件範囲となる。ｘ＝１９である比較例４、ｘ＝９である比較例３の場合にはいずれも臨界直径が１ｍｍ未満である。なお比較例３の場合はΔＴｘも存在せず、この条件も満たされていない。

さらに表１の実施例４、２、５および比較例３に着目すると、これらの組成は、Ｎｉ、Ｃｏを含まないＦｅ_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_z（ｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子％）において、Ｌ＝Ｍｏの場合に、Ｃの含有量であるｙの値を１原子％から８原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例４、２、５の場合はΔＴｘ≧２０℃、Ｂｓ≧１．２Ｔ、臨界直径≧１ｍｍの全ての条件を満たしており、この場合の１≦ｙ≦７の範囲が本発明におけるパラメータｙの条件範囲となる。ｙ＝８である比較例３の場合には、臨界直径およびΔＴｘのいずれの条件も満たされていない。

さらに表１の実施例２、７〜１１および比較例５、６に着目すると、これらの組成は、Ｎｉ、Ｃｏを含まないＦｅ_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_z（ｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子％）において、Ｌ＝Ｍｏ、Ｌ＝ＭｏおよびＡｌ、Ｌ＝ＭｏおよびＣｒのいずれか場合に、Ｌ（Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｒ）の含有量であるｚの値を０．３原子％（実施例７の場合）から５原子％（実施例１０の場合、ＭｏとＡｌの合計）まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２、７〜１１の場合はΔＴｘ≧２０℃、Ｂｓ≧１．２Ｔ、臨界直径≧１ｍｍの全ての条件を満たしており、この場合の０．３≦ｚ≦５の範囲が本発明におけるパラメータｚの条件範囲となる。ｚ＝０である比較例５の場合は臨界直径およびΔＴｘの条件がいずれも満たされておらず、またｚ＝６である比較例６の場合はＢｓの条件が満たされていない。一方、実施例１０、１１のように、Ｌが２種類以上の元素からなる場合であっても、本発明の条件を満足する場合がある。

さらに表１の実施例１２、１３および比較例７、８に着目すると、これらの組成は、ＭをＣｏ、Ｎｉから選択される１種類以上の元素とした場合に、（Ｆｅ_1-aＭ_a）_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_z（ａは比率、ｗ，ｘ，ｙ，ｚは原子％）において、Ｌ＝Ｍｏの場合に、Ｃｏおよび／またはＮｉの含有量であるａの値を、０．３から０．４まで変化させた場合に相当する。なおａ＝０の場合に作製される軟磁性非晶質合金が本発明における条件をいずれも満たすことは、前記実施例１〜１１により明らかである。このうちａ＝０．３である実施例１２、１３の場合はΔＴｘ≧２０℃、Ｂｓ≧１．２Ｔ、臨界直径≧１ｍｍの全ての条件を満たしており、従ってこの場合の０≦ａ≦０．３が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。一方ａ＝０．４である比較例７、８の場合は、Ｂｓ≧１．２Ｔの条件がいずれも満たされていない。またＭ＝Ｎｉである比較例７の場合は、この他に臨界直径の条件も満足していない。

なお、表１の比較例９に記載のＭＥＴＧＬＡＳは従来の軟磁性非晶質合金の例として掲示したものである。このＭＥＴＧＬＡＳの組成の場合はＢｓの値が１．５８と優れているものの、ΔＴｘは存在せず、また臨界直径の値も１ｍｍ未満であり、このため本発明の場合と同程度の比較的遅い冷却速度では非晶質相を形成することができないことが分かる。

（実施例１４，１５、比較例１０）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｍｏ、Ｃｒの純度９９．５％以上の原料を用い、本発明の実施例２、１１の２種類の合金組成となるようそれぞれ秤量し、高周波加熱装置の真空チャンバー内にアルミナ坩堝の中に入れて配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解してそれぞれ母合金を作製した。その後溶解したこれらの母合金を用い、水アトマイズ法により平均粒径が１０μｍである軟磁性非晶質合金粉末を作製した。この時の平均粒径はレーザー回折式粒子径分布測定装置にて測定を行ったもので、合金粉末の粒径分布の中で最も度数が高い度数範囲の中央値を平均粒径と定義している。また水アトマイズ法により作製される合金粉末は比較的球形に近いことから、各々の合金粉末の粒径はその合金粉末の各方位の直径を平均した値である。本発明の実施例２と同じＦｅ₇₂Ｓｉ₇Ｂ₁₃Ｃ₄Ｍｏ₄の組成の合金粉末を実施例１４、本発明の実施例１１と同じＦｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁の組成の合金粉末を実施例１５とした。

また、比較例９で用いたＭＥＴＧＬＡＳの組成と同じ比率となるように原料をそれぞれ秤量し、同様に高周波加熱装置内で溶解させて母合金を作製した。次いでこの溶融した母合金を用いて、同様に水アトマイズ法により平均粒径が１０μｍである軟磁性非晶質合金粉末を作製した。この組成の合金粉末を比較例１０とした。

以上の方法により作製した各々の合金粉末が非晶質の状態かどうかを調べるために、Ｘ線回折法によって各合金粉末の表面のＸ線回折プロファイルの測定を行った。本発明の実施例１４、１５および比較例１０の各組成における軟磁性合金粉末の表面の、Ｘ線回折プロファイルによる測定結果をそれぞれ表２に示す。ここで各合金粉末が非晶質の状態かどうかは、このＸ線回折プロファイルに結晶相に起因するピークが存在するかどうかによって判断している。この測定結果は表２の合金粉末の相の項目に、各組成の合金粉末の表面でグラフがブロードなピークである場合を非晶質相、それ以外の場合を結晶相と表記している。なお表２に示した各組成ではいずれも１組成あたり３個ずつ試料を作製したが、Ｘ線回折プロファイルの結果には同一組成内での差は見られなかった。

図４は、上記表２に実施例１５として示した組成である、Ｆｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁軟磁性非晶質合金粉末の表面のＸ線回折プロファイルをグラフとして示したものである。横軸は回折角（２θ）、縦軸は相対強度であり、横軸は３０°〜９０°の範囲としている。これは、回折角が３０°よりも小さい範囲ではバックグラウンドレベルが高くなり過ぎることや、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃを含む合金では結晶化が生じた際には回折角が３０°〜９０°の範囲に結晶相に起因する鋭いピークが観察されることが判明していることが理由である。

図４から明らかなように、グラフでは２θ＝４５°付近と２θ＝８０°付近とにブロードなピークが得られているのみであり、その相対高さも最大でバックグラウンドの２倍程度である。結晶相が存在する場合の特有な鋭いピークは見られず、グラフからＦｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁軟磁性非晶質合金粉末の表面には非晶質相のみが存在することが分かる。この傾向は実施例１４のＦｅ₇₂Ｓｉ₇Ｂ₁₃Ｃ₄Ｍｏ₄軟磁性非晶質合金粉末の場合も同様である。一方、比較例１０におけるＭＥＴＧＬＡＳの組成の場合は数本の顕著なピークがグラフ上に観察される。

表２より、実施例１３、１４の組成範囲の場合は水アトマイズ法により非晶質の軟磁性合金粉末を作製可能であることが分かる。この実施例１３、１４の組成範囲は前記実施例２、１０の合金組成と同じであり、本発明における請求範囲を満たす組成である。これに対して従来のＭＥＴＧＬＡＳの組成である比較例９の場合は、得られる粉末は結晶相であり、この方法で軟磁性非晶質粉末を得ることができないことが分かる。

従って、従来のＭＥＴＧＬＡＳの組成の場合は薄帯以外の軟磁性非晶質合金を形成することができず、従って圧粉磁芯を作製することは不可能である。一方、本発明による合金組成の場合に粉末形状の軟磁性非晶質合金を作製することができるのは、２０℃以上のΔＴｘを有していて、遅い冷却速度でも非晶質相を形成可能であることが理由と考えられる。本発明による軟磁性非晶質合金の場合は合金粉末を用いた圧粉磁芯や、それによるインダクタを作製可能であり、この場合は近年のインダクタに求められる条件である、小型化、低損失化を満足させることが可能である。

（実施例１６、１７、比較例１１、１２）
前記実施例２、１１にて作製した合金と同一組成の粉末をそれぞれ作製し、これらの軟磁性非晶質合金粉末にシリコーン系樹脂を加えて混合、造粒した。造粒物に添加されたシリコーン系樹脂の量は、有機バインダを除いた全体の重量に対して５重量％の割合としている。その後１０トンの圧力によるプレス成形を室温にて行い、外径（直径）１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚み３ｍｍのリング状の圧粉磁芯を作製し、熱処理により硬化処理を行った。また比較例として、純鉄およびＦｅ−Ｓｉ−Ｃｒ合金（Ｆｅ₈₄Ｓｉ₈Ｃｒ₈）の水アトマイズ法による金属粉末をそれぞれ作製し、同様に有機バインダに溶解したシリコーン系樹脂を５重量％の割合で加えて混合、造粒した後に１０トンプレスを行い、外径１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚み３ｍｍのリング状の圧粉磁芯を作製し、同じく熱処理により硬化処理を行った。

このようにして作製した実施例１４（Ｆｅ₇₂Ｓｉ₇Ｂ₁₃Ｃ₄Ｍｏ₄）、実施例１５（Ｆｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁）と同じ組成の合金粉末を用いた圧粉磁芯をそれぞれ実施例１６、１７とした。また同様に純鉄（Ｆｅ）粉末のリング状の圧粉磁芯を比較例１１、Ｆｅ₈₄Ｓｉ₈Ｃｒ₈粉末による圧粉磁芯を比較例１２とした。ここで各圧粉磁芯は成形後に熱処理により硬化処理を行った。各圧粉磁芯の熱処理条件は、実施例１６、１７がそれぞれ４００℃、比較例１１の場合が５００℃、比較例１２の場合が７００℃であり、それぞれＡｒ雰囲気中で前記温度に昇温しつつ、６０分間の熱処理を実施している。

このようにして作製した各組成の圧粉磁芯にそれぞれ巻線を施し、インピーダンスアナライザーにより１００ｋＨｚにおける初透磁率の測定を、また交流ＢＨアナライザーにより鉄損をそれぞれ計測した。これら本発明の実施例１６、１７および比較例１１、１２の各組成において、作製した各組成の圧粉磁芯に巻線を施して測定した１００ｋＨｚにおける初透磁率（Ｈ／ｍ）、および１００ｋＨｚ、１００ｍＴの条件における鉄損（ｍＷ／ｃｍ³）のそれぞれの測定結果を表３に示す。なお表３のそれぞれの値は、いずれも１組成あたり３個ずつ試料を作製して計測した結果の平均値を示したものである。

表３に示されるように、本発明の実施例１６、１７の軟磁性非晶質合金粉末により作製した圧粉磁芯では、比較例１１、１２に比べて鉄損の値が非常に小さいことが分かる。ここで表１の結果と総合すると、本発明による軟磁性非晶質合金は、他の磁性合金と比較して飽和磁束密度が高く、また圧粉磁芯に成形した場合に鉄損が小さい材料を含むものであるということができる。

（実施例１８、１９、比較例１３）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｍｏ、Ｃｒの純度９９．５％以上の原料を用い、本発明の実施例２、１１の２種類の合金組成となるようそれぞれ秤量し、高周波加熱装置の真空チャンバー内にアルミナ坩堝の中に入れて配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波加熱により溶解してそれぞれ母合金を作製した。その後この母合金を単ロール法により厚み１００μｍを目標とした薄帯を作製した。薄帯の厚みの調整は、単ロールのロールの回転数を制御することにより実施している。製造する薄帯の厚みを増加させる場合にはロールの回転数が小さくなるよう制御する。従ってこの場合は従来の２０μｍ程度の厚みの薄帯を作製する場合よりも母合金の冷却速度が小さくなる。ここで組成が実施例２と同一であるＦｅ₇₂Ｓｉ₇Ｂ₁₃Ｃ₄Ｍｏ₄の薄帯を実施例１８、組成が実施例１１と同一であるＦｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁の薄帯を実施例１９とした。

また、比較例９で用いたＭＥＴＧＬＡＳの組成と同じ比率となるように原料をそれぞれ秤量し、高周波溶解で母合金を作製した。次いでこの母合金を用いて同様に単ロール法により厚み１００μｍを目標とした薄帯を作製し、この薄帯を比較例１３とした。これら実施例１８、１９、および比較例１３の各組成について、各々軟磁性合金による薄帯の試料を３個ずつ作製している。作製した薄帯は、いずれも幅が約３ｍｍ、長さは１，０００〜２，０００ｍｍである。

各実施例および比較例では１組成あたり３枚ずつ薄帯を作製し、各薄帯の先端より約２００ｍｍの地点から、長さ２０ｍｍ、幅３ｍｍのサンプルを各５本ずつ切り出して、それらの厚みを測定した。厚みは接触式厚み測定器を用いてサンプルごとに測定し、各サンプルの測定値の平均の値をその薄帯における厚みと定義した。１組成あたり３枚ずつの各薄帯の厚みをさらに平均した値を、各組成における薄帯の平均厚みとして表４に示す。

また、各組成の合金薄帯が非晶質の状態かどうかを調べるために、Ｘ線回折装置のサンプルホルダーに、２０ｍｍ×１５ｍｍの長方形となるように長さ２０ｍｍのサンプルを５本並べて設置し、これらのサンプルの表面のＸ線回折プロファイルの測定を行った。ここで各組成の薄帯が非晶質の状態かどうかは、このＸ線回折プロファイルに結晶相に起因するピークが存在するかどうかによって判断している。この測定結果は表４の薄帯表面の相の項目に、各組成の薄帯の表面でグラフがブロードなピークである場合を非晶質相、それ以外の場合を結晶相と表記している。なお表４に示した各組成ではいずれも１組成あたり３個ずつ試料を作製しているが、Ｘ線回折プロファイルの結果には同一組成内での差は見られなかった。

表４に示されるように、本発明の実施例１８、１９の組成により作製した合金薄帯は、その平均厚みが１０５μｍ〜１２５μｍとかなり厚いにも関わらず、非晶質相であることが確認された。これらの非晶質合金薄帯は、従来の非晶質合金薄帯の厚みが２０μｍ程度であることを考慮すると非常に厚い材料であり、磁性材料として用いる際の自由度も大幅に向上することになる。一方、比較例１３の材料では、従来の２０μｍ程度の厚みの薄帯を作製した場合には非晶質相が得られることが分かっている。しかし本発明の実施例１８、１９の組成の場合は、それよりもさらに冷却速度が遅い場合でも十分に非晶質相を得ることが可能であるので、比較例１３の材料の場合に比べて作製したい軟磁性非晶質合金の薄帯の厚みの範囲を、大きく拡大することが可能である。

以上示したように、本発明の実施の形態に基づく軟磁性非晶質合金は、添加する元素の種類とその比率とを本発明にて示した範囲に規定するものである。それにより、飽和磁束密度が高く、しかも鉄損の小さい、磁気特性に優れた軟磁性非晶質合金の粉末、および前記粉末を用いた低損失の圧粉磁芯、前記圧粉磁芯を用いたインダクタ、および薄帯、巻磁芯などを作製することができる。また、上記各実施例の説明は、本発明の実施の形態に係る場合の効果について説明するためのものであって、これによって特許請求の範囲に記載の発明を限定し、あるいは請求の範囲を減縮するものではない。また、本発明の各部構成は上記の実施の形態に限らず、特許請求の範囲に記載の技術的範囲内で種々の変形が可能である。

金型鋳造法により鋳造棒材を作製する際の金型鋳造装置の概略図。 組成がＦｅ₇₃Ｓｉ₈Ｂ₁₃Ｃ₃Ｍｏ₂Ｃｒ₁である、軟磁性非晶質合金の薄帯におけるＤＳＣによる熱分析の結果のグラフ。 図２と同じ組成の、軟磁性非晶質合金の薄帯におけるＶＳＭによる直流Ｂ−Ｈ曲線（磁気ヒステリシス曲線）のグラフ。 図２と同じ組成の、軟磁性非晶質合金の粉末における表面のＸ線回折プロファイルのグラフ。

符号の説明

１ 溶融合金
２ 小孔
３ 石英ノズル
４ 高周波発生コイル
５ 孔
６ 銅製金型

Claims (5)

1. 不可避不純物を除いた組成が、
   組成式：（Ｆｅ_1-aＭ_a）_100-w-x-y-zＳｉ_wＢ_xＣ_yＬ_zで表され、前記組成式の構成元素のうち、ＭはＣｏ、Ｎｉの中から選択される１種類以上の元素であり、ＬはＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選択される１種類以上の元素であり、０≦ａ≦０．３、４原子％≦ｗ≦１０原子％、１０原子％≦ｘ≦１８原子％、１原子％≦ｙ≦７原子％、０．３原子％≦ｚ≦５原子％の組成比率の軟磁性非晶質合金であって、
   結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇの温度差ΔＴｘ（ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ）が２０℃以上であり、かつ飽和磁束密度が１．２Ｔ以上であることを特徴とする軟磁性非晶質合金。
2. 水アトマイズ法により作製されたことを特徴とする請求項１に記載の軟磁性非晶質合金の粉末。
3. 請求項２に記載の軟磁性非晶質合金の粉末と結合材とを含む混合物を成形してなることを特徴とする圧粉磁芯。
4. 請求項３に記載の圧粉磁芯と、コイルとを含み構成されることを特徴とするインダクタ。
5. 単ロール法または双ロール法により作製され、厚みが０．１ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性非晶質合金の薄帯。

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