JP2022177475A - 軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金及び軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金薄帯 - Google Patents

Abstract

【課題】鉄損が低く、高い磁束密度を有し、かつ、加工性にも優れたＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系非晶質合金薄帯を提供する。【解決手段】原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．００％以下、Ｂを７．５％以上１５．０％以下、Ｓｉを６．０％超１０．０％以下、Ｃを０．５％以上５．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金を採用する。【選択図】なし

Description

本発明は、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金及び軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金薄帯に関する。

合金を溶融状態から急冷することによって、連続的に薄帯や線を製造する方法として遠心急冷法、単ロ－ル法、双ロ－ル法等が知られている。これらの方法は、高速回転する金属製ドラムの内周面または外周面に溶融金属をオリフィス等から噴出させることによって、急速に溶融金属を凝固させて薄帯や線を製造するものである。また、合金組成を適正に選ぶことによって、液体金属に類似した非晶質合金を得ることができ、磁気的性質あるいは機械的性質に優れた材料を製造することができる。

特に、非晶質合金の中でも、Ｆｅ系非晶質合金は、電力トランスや高周波トランスの鉄心等の用途として有望視されている。これらの用途の高性能化のために、Ｆｅ系非晶質合金の低鉄損化と高磁束密度化が強く要望されている。

特許文献１には、組成がＴＭ_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣ_ｄＭ_ｅで表示される合金（ＴＭはＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉの少なくとも１種、ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｚｒの少なくとも１種、ａ～ｅは原子％で、ａ：７０～８５、ｂ：４～１８、ｃ：７～１８、ｄ：０～４、ｅ：０．０１～０．３、かつａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＝１００）であって、該合金の溶湯を複数の開口部をもつ多重スリットノズルを介して、移動する冷却基板の上に噴出して急冷凝固させることにより製造される、板厚内部に少なくとも一層の結晶化層を有することを特徴とする磁気特性にすぐれた非晶質合金薄帯が記載されている。特許文献１の図３を見る限り、特許文献１に記載された非晶質合金薄帯は、飽和磁束密度が１．５Ｔ未満であり、電力トランスや高周波トランスの鉄心等の用途に用いるには、飽和磁束密度がやや低いものとなっている。

特許文献２には、原子％で、Ｆｅを８０．０％以上８８．０％以下、Ｂを６．０％以上１２．０％以下、Ｃを２．０％以上８．０％以下、Ｓｉを０．１０％以上３．０％以下、Ａｌを０．１０％以上２．０％以下含有し、さらに、Ｍｏを０．１０％以上６．０％以下含有し、残部不可避的不純物からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金が記載されている。しかし、特許文献２に記載されたＦｅ系非晶質合金は、高融点元素であるＭｏを含有しており、製造コストがやや高くなっている。

特許文献３には、式：Ｆｅ_ａＢ_ｂＰ_ｃＳｉ_ｄＣ_ｅＸ_ｆで示される高飽和磁束密度を有する鉄芯用非晶質合金（但し、Ｘは、Ａｌ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗから選ばれる何れか１種または２種以上であり、ｂはＢが１～５原子％、ＣはＰが１～１０原子％、ｄはＳｉが４～１４原子％、ｅはＣが５原子％以下、ｆはＸが５原子％以下、ａはＦｅが（１００－（ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））原子％）が記載されている。特許文献３の実施例を見る限り、特許文献３に記載された鉄芯用非晶質合金には、飽和磁束密度が１．５Ｔを超えるものがあるが、低い鉄損は期待できない。

特開平４－３６２１６２号公報 特開２０１７－７８１８６号公報 特開昭５７－１８５９５７号公報

以上のように、Ｆｅ系非晶質合金は電力トランスや高周波トランスの鉄心等の用途として有望視されており、これらの用途の高性能化のために、Ｆｅ系非晶質合金の低鉄損化と高磁束密度化が強く要望されている。また、Ｆｅ系非晶質合金を鉄心等の用途に適用する際には、低鉄損かつ高磁束密度な特性を有することに加えて、加工性に優れることも求められる。そこで本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、鉄損が低く、高い磁束密度を有し、かつ、加工性にも優れたＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系非晶質合金薄帯を提供することを課題とする。

上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．００％以下、Ｂを７．５％以上１５．０％以下、Ｓｉを６．０％超１０．０％以下、Ｃを０．５％以上５．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
［２］ 原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．００％以下、Ｂを７．５％以上１３．０％以下、Ｓｉを６．０％超９．０％以下、Ｃを１．０％以上４．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
［３］ Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏのうち少なくとも１種以上で、［１］または［２］に記載のＦｅ系非晶質合金のＦｅを１０．０原子％以下の範囲で、代替する、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
［４］ ［１］乃至［３］のいずれか一項に記載のＦｅ系非晶質合金からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金薄帯。

本発明によれば、鉄損が低く、高い磁束密度を有し、かつ、加工性にも優れたＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系非晶質合金薄帯を提供できる。

本発明者は、これまで提案された各種合金成分のうち、Ｆｅをメインとし、Ｂ、Ｃ及びＳｉからなる成分系に注目し、高磁束密度を維持しながら低鉄損を実現するための検討及び実験を行った。そして、従来は非晶質化には不利とされていたＡｌに注目した。Ａｌは、特許文献１において薄帯表面に結晶質相を形成する元素として用いられていることからも明らかなように、従来から、結晶質相を形成させやすい元素であることが知られていた。一方、特許文献２に記載されているように、Ａｌ及びＳｉを添加することで、非晶質相の熱的安定性が向上するとの知見もあった。

そこで、本発明者らが、Ｆｅをメインとし、添加元素がＢ、Ｃ及びＳｉを主体とする成分系について詳細実験を行った結果、Ａｌを少量含有させることで低鉄損化を図れることを見出した。また、Ａｌの含有による非晶質層形成能の低下を補うために、Ｓｉ、Ｃ、Ｂの最適な含有量の範囲を見出した。これにより、特許文献２に記載されているようなＭｏの添加を必要とせずに、飽和磁束密度を１．６２Ｔ以上とし、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）を０．０９５Ｗ／ｋｇ以下とすることが可能になった。更に、非晶質層形成能を低下させない範囲でＣの含有量を最適化することで、優れた加工性を発揮できることを見出した。このようにして、高い飽和磁束密度、低鉄損及び優れた加工性を同時に発揮するＦｅ系非晶質合金に係る発明を完成させるに至った。

以下、本実施形態の軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系非晶質合金薄帯について説明する。
本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．００％以下、Ｂを７．５％以上１５．０％以下、Ｓｉを６．０％超１０．０％以下、Ｃを０．５％以上５．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなる。
また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．０％以下、Ｂを７．５％以上１３．０％以下、Ｓｉを６．０％超９．０％以下、Ｃを１．０％以上４．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなるものであってもよい。
また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏのうち少なくとも１種以上で、上記のＦｅ系非晶質合金のＦｅを１０．０原子％以下の範囲で、代替してもよい。
また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金薄帯は、上記のＦｅ系非晶質合金からなるものである。

はじめに、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、各元素の含有量を限定した理由について述べる。

Ａｌは、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、低鉄損を実現させるために含有させる。ただし、Ａｌの含有量が増大すると，非晶質相形成能が低下し、非晶質合金を安定して得られないことから、飽和磁束密度を安定して１．６２Ｔ以上とすることが困難となる。従って、Ａｌ含有量は０．００５～１．５０％の範囲とする。Ａｌ含有量は、０．００８％以上、０．０１％以上あってもよく、１．４０％以下、１．３０％以下であってもよい。

Ｂは、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、非晶質相形成及び非晶質相の熱的安定性を向上させるために含有させる。この元素の含有量を最適化することで、Ａｌの含有に伴う非晶質相形成能の低下を打ち消して合金組織を安定して非晶質相とすることができ、軟磁気特性を一層改善することが可能になる。例えば、飽和磁束密度を安定して１．６２Ｔ以上にすることができる。Ｂが７．５原子％未満では、非晶質相形成能の改善が得られず、Ｆｅ系非晶質合金において非晶質合金が安定して得られなくなり、鉄損を安定して０.０９５Ｗ／ｋｇ以下を維持したまま、飽和磁束密度を安定して１．６２Ｔ以上とすることが困難となる。一方、Ｂを１５．０原子％超としても、非晶質相形成能の改善が得られず、飽和磁束密度を安定して１．６２Ｔ以上とすることは困難となる。従って、Ｂを７．５原子％以上１５．０原子％以下の範囲に限定する。好ましくは、Ｂを７．５原子％以上１３．０原子％以下とする。更に好ましくは、Ｂを８．０原子％以上１２．５原子％以下とする。

ＳｉおよびＣは、Ｂと同様に、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、非晶質相形成及び非晶質相の熱的安定性を向上させるために含有させる。また、ＳｉおよびＣは、Ｆｅ系非晶質合金の加工性を向上させるためにも有効な元素である。ＳｉおよびＣの含有量を最適化することで、Ａｌの含有に伴う非晶質相形成能の低下を打ち消して合金組織を安定して非晶質相とすることができ、軟磁気特性を一層改善することが可能になる。また、加工性を改善して、Ｆｅ系非晶質合金薄帯とした場合の曲げ破壊直径を３．５ｍｍ以下にすることが可能になる。Ｓｉが６．０原子％以下、Ｃが０．５原子％未満では、非晶質相形成能の改善が得られず、Ｆｅ系非晶質合金において非晶質合金が安定して得られなくなり、飽和磁束密度を安定して１．６２Ｔ以上とすることが困難となる。一方、Ｓｉを１０．０原子％超、Ｃを５．０原子％超としても、非晶質相形成能の改善が得られず、また、加工性が低下してしまう。従って、Ｓｉを６．０原子％超１０．０原子％以下、Ｃを０．５原子％以上５．０原子％以下の範囲に限定する。好ましくは、Ｓｉを６．０原子％超９原子％以下、Ｃを１．０原子％以上４．０原子％以下とする。更に好ましくは、Ｓｉを６．０原子％超８．０原子％以下、Ｃを１．０原子％以上３．５原子％以下とする。

Ｆｅ系非晶質合金において、Ｆｅの含有量は通常、７０原子％以上であれば一般的な鉄心としての実用的なレベルの飽和磁束密度が得られるが、１．６２Ｔ以上の高い飽和磁束密度を得るためには、Ｆｅを７８．００原子％以上にする必要がある。一方、Ｆｅの含有量が８５．００原子％超となると、非晶質相の形成が困難となり、非晶質合金特有の良好な軟磁気特性（鉄損Ｗ１３／５０を安定して０．０９５Ｗ／ｋｇ以下）を得ることが難しくなる。よって、本実施形態のＦｅ系非晶質合金において、Ｆｅ含有量を７８．００原子％以上８５．００原子％以下の範囲に限定する。より好ましいＦｅ含有量は７９．００原子％以上８４．００原子％以下である。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金では、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で、１０．０原子％以下の範囲で代替することで、高飽和磁束密度を維持したまま鉄損などの軟磁気特性の改善も実現できる。これら元素による代替量に上限を設けたのは、１０．０原子％超となると、飽和磁束密度が低くなることや原料コストが嵩むためである。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏの１種以上でＦｅを代替した場合、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏの含有率とＦｅの含有率との合計が、７８．００原子％以上８５．００原子％以下の範囲であればよく、７９．００原子％以上８４．００原子％以下の範囲であってもよい。

本実施形態に係るＦｅ系非晶質合金における残部は不純物である。本実施形態に係るＦｅ系非晶質合金は、例えばＦｅ源として鉄鋼材料を用いる場合に、鉄鋼材料に含まれる不純物元素を不純物として含んでいてもよい。例えば、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ等を不純物として含有してもよい。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、通常、薄帯の形態で得ることができる。このＦｅ系非晶質合金薄帯は、上述の実施形態において説明した成分からなる合金を溶解し、溶湯をスロットノズル等を通して高速で移動している冷却板上に噴出し、該溶湯を急冷凝固させる方法、例えば、単ロ－ル法、双ロ－ル法によって製造することができる。これらのロール法に用いるロールは金属製であり、ロールを高速回転させ、ロール表面またはロール内面に溶湯を衝突させることで合金の急冷凝固が可能である。

単ロ－ル装置には、ドラムの内壁を使う遠心急冷装置、エンドレスタイプのベルトを使う装置、及びこれらの改良型である補助ロ－ルや、ロ－ル表面温度制御装置を付属させたもの、減圧下あるいは真空中、または不活性ガス中での鋳造装置も含まれる。

本実施形態では、薄帯の板厚、板幅などの寸法は特に限定しないが、薄帯の板厚は、例えば、１０μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。また、板幅は１０ｍｍ以上が好ましい。
以上説明の如く得られたＦｅ系非晶質合金薄帯は、電力トランスや高周波トランスでの鉄心等の用途として用いることができる。

なお、本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、薄帯の他に粉末状とすることも可能である。その場合、上述の組成の合金溶湯を満たしたるつぼのノズルから回転するロールあるいは冷却用の水などの液体の中に高速で合金溶湯あるいは合金溶湯の液滴を噴出して急冷凝固する方法を採用することができる。

上述の方法により、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金粉末を得ることができる。

上述のように得られたＦｅ系軟磁性合金粉末は、金型等により圧密して目的の形状に成形し、必要に応じ焼結して一体化することで、電力トランスや高周波トランス、コイルの鉄心等の用途として適用することができる。

なお、本実施形態のＦｅ系非晶質合金が非晶質組織を有するか否かは、例えば、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折装置によるＸ線回折測定で確認できる。すなわち、Ｘ線回折測定において明確な回折ピークが得られない場合は、Ｆｅ系非晶質合金が非晶質組織を有していると確認できる。

以上説明したように、本実施形態のＦｅ系非晶質合金によれば、Ａｌを含有させるとともに、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量を最適化し、更にＦｅの含有量を７８．００％以上にすることで、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇ以下となり、飽和磁束密度が１．６２Ｔ以上となり、優れた軟磁気特性を発揮でき、電力トランスや高周波トランスの鉄心等に好適に用いることができる。また、加工性も向上させることができる。

また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金薄帯によれば、Ａｌを含有させるとともに、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量を最適化し、更にＦｅの含有量を７８．００％以上にすることで、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇ以下となり、飽和磁束密度が１．６２Ｔ以上となり、優れた軟磁気特性を発揮でき、電力トランスや高周波トランスの鉄心等に好適に用いることができる。また、加工性が向上することで、曲げ破壊直径を３．５ｍｍ以下とすることが可能になり、これにより、Ｆｅ系非晶質合金薄帯を電力トランスや高周波トランスの鉄心等に加工する際に、合金薄帯が破損してしまうおそれがなく、電力トランスや高周波トランスの鉄心の生産性を向上できる。

なお、曲げ破壊半径は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２００６の金属材料曲げ試験方法に準拠し、曲げ試験機にＦｅ系非晶質合金からなる薄帯を設置し、密着するまで試験片の両端を互いに押し合い、破断した際の試験片の直径（曲げ破壊直径）を測定することによって得られる。

以下、本発明の実施例について説明する。

（実施例１）
表１に示す各種成分の合金をアルゴン雰囲気中で溶解し、単ロ－ル装置で急冷して鋳造することにより、Ｆｅ系非晶質合金の薄帯を作製した。鋳造雰囲気は大気中であった。なお、用いた単ロ－ル装置は、直径３００ｍｍの銅合金製冷却ロ－ルと、試料溶解用の高周波電源と、先端にスロットノズルが付いている石英ルツボ等とから構成される。本実験では、長さ１０ｍｍ、幅０．６ｍｍのスロットノズルを使用した。冷却ロ－ルの周速は２４ｍ／秒とした。結果として、得られた薄帯の板厚は約２０μｍであり、板幅はスロットノズルの長さに依存するので１０ｍｍであり、長さはおよそ１００ｍであった。

得られたＦｅ系非晶質合金薄帯に対して、Ｘ線回折測定を行ってＸ線回折パターンを得た。Ｘ線回折測定のＸ線源はＣｏ－Ｋα（波長λ＝１．７９０２Å）とし、スキャン範囲は２θ＝１０ｄｅｇ以上１２０ｄｅｇ以下とした。Ｘ線回折パターンの形状から、金属組織中に結晶質相が生成しているか否かを判断した。

また、Ｆｅ系非晶質合金薄帯の飽和磁束密度及び鉄損は、ＳＳＴ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｔｒｉｐ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いて測定した。なお、鉄損測定条件は、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０ｋＨｚである。鉄損測定用の試料は、いずれも１ロットの薄帯の全長に渡って６箇所から採取した。鉄損測定用のサンプルは１２０ｍｍ長さに切断した薄帯サンプルとした。これら鉄損測定用の薄帯サンプルは３６０℃にて１時間、磁場中（磁場：８００Ａ／ｍ、鋳造方向に磁場を印加）でアニ－ルを行って測定に供した。アニ－ル中の雰囲気は窒素雰囲気とした。一方、ＶＳＭ装置用の試料は、上記６個所からの薄帯サンプルについていずれも幅中央部から採取した薄片とした。

飽和磁束密度及び鉄損の測定結果は６個所でのデ－タの平均値を、表１に示した。

更に、Ｆｅ系非晶質合金薄帯について、曲げ破壊直径を測定した。曲げ破壊半径は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２００６の属材料曲げ試験方法に準拠し、曲げ試験機にＦｅ系非晶質合金薄帯を設置し、破断した際の曲げ破壊直径を測定した。結果を表１に示す。

表１に示すように、本発明例１～１７は、いずれも合金組成が本発明の範囲を満たしていたため、飽和磁束密度が１．６２Ｔ以上となり、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇ以下となり、高い飽和磁束密度と低鉄損を同時に発揮することができた。また、曲げ破壊直径が３．５ｍｍ以下になり、加工性も良好だった。

一方、比較例１～１０は、いずれも合金組成が本発明の範囲を満たさなかったため、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇを超えるか、飽和磁束密度が１．６２Ｔ未満になった。

即ち、比較例１は、Ｆｅ含有量が少なかったため、飽和磁束密度が１．６２Ｔ未満になった。
比較例２は、Ｆｅ含有量が過剰であったため、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇを超えた。
比較例３、４は、Ｂ含有量が本発明の範囲から外れたため、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇを超えた。
比較例５、６は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲から外れたため、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇを超えた。
比較例７、８は、Ｃ含有量が本発明の範囲から外れたため、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇを超えた。
比較例９、１０は、Ａｌ含有量が本発明の範囲から外れたため、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇを超えた。
また、比較例１０は、曲げ破壊直径が３．５ｍｍ越となり、加工性が劣位になった。

なお、Ｆｅ系非晶質合金薄帯に対して、Ｘ線回折測定を行ったところ、本発明例１～１７及び比較例１～１０はいずれも、明確な回折ピークが観察されないことから金属組織中に結晶質相が生成しているとは言えず、全体が非晶質相であった。

（実施例２）
表１のＮｏ．１に示す合金について、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で代替した各種成分の合金を用いて、実施例１と同様の装置、条件により薄帯を鋳造した。なお、用いた合金の具体的な成分については、表２に示した。結果として、得られた薄帯の板厚、板幅、長さはそれぞれ、約２０μｍ、１０ｍｍ、およそ１００ｍであった。得られた薄帯の飽和磁束密度及び鉄損並びに曲げ破壊半径について評価した。これらの特性評価に用いた試料の採取方法及び測定条件は、実施例１と同じであった。その測定結果を表２に示す。なお、表２での表示要領は、表１の場合と同様である。

表２の試料Ｎｏ．１８～２４の結果から明らかなように、Ｆｅの一部をＮｉ、Ｃｒ、Ｃｏの少なくとも１種で、１０．０原子％以下の範囲で代替しても、飽和磁束密度が１．６２Ｔ以上で、鉄損をＷ_{１３／５０}で安定して０．０９５Ｗ／ｋｇ以下とできることがわかった。また、曲げ破壊直径が３．５ｍｍ以下になり、加工性も良好だった。更に、いずれの試料も、Ｘ線回折測定において明確な回折ピークが観察されず、非晶質であることが確認された。

以上説明したように、本発明のＦｅ系非晶質合金によれば、Ａｌを含有させるとともに、Ｂ、Ｓｉ及びＣの含有量を最適化し、更にＦｅの含有量を７８．００％以上にすることで、磁束密度１．３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇ以下となり、飽和磁束密度が１．６２Ｔ以上となり、優れた軟磁気特性を発揮でき、電力トランスや高周波トランスの鉄心等に好適に用いることができる。また、加工性も向上させることができる。
また、本発明のＦｅ系非晶質合金薄帯によれば、鉄損（鉄損Ｗ_{１３／５０}）が０．０９５Ｗ／ｋｇ以下となり、飽和磁束密度が１．６２Ｔ以上となり、更には曲げ破壊直径を３．５ｍｍ以下とすることができる。これにより、Ｆｅ系非晶質合金薄帯を電力トランスや高周波トランスの鉄心等に加工する際に、合金薄帯が破損してしまうおそれがなく、電力トランスや高周波トランスの鉄心の生産性を向上できる。

Claims (4)

1. 原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．００％以下、Ｂを７．５％以上１５．０％以下、Ｓｉを６．０％超１０．０％以下、Ｃを０．５％以上５．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
2. 原子％で、Ｆｅを７８．００％以上８５．００％以下、Ｂを７．５％以上１３．０％以下、Ｓｉを６．０％超９．０％以下、Ｃを１．０％以上４．０％以下、Ａｌを０．００５％以上１．５０％以下含有し、残部が不純物からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
3. Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏのうち少なくとも１種以上で、請求項１または請求項２に記載のＦｅ系非晶質合金のＦｅを１０．０原子％以下の範囲で、代替する、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金。
4. 請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載のＦｅ系非晶質合金からなる、軟磁気特性に優れたＦｅ系非晶質合金薄帯。