JP3322407B2 - Ｆｅ基軟磁性合金 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｆｅ基軟磁性合金に係
わり、特に良好な軟磁気特性を有するＦｅ基軟磁性合金
に関する。
わり、特に良好な軟磁気特性を有するＦｅ基軟磁性合金
に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
磁気ヘッド、高周波トランス、可飽和リアクトル、チョ
ークコイル等の磁心材料として、高い飽和磁束密度を有
するＦｅ系の非晶質磁性合金が広く知られている。しか
し、Ｆｅ系の非晶質磁性合金はＣｏ系よりも安価ではあ
るが、一般的に高周波領域においてコア損失が大きく、
透磁率も低いという欠点があった。さらに飽和磁歪も大
きいという欠点があった。
磁気ヘッド、高周波トランス、可飽和リアクトル、チョ
ークコイル等の磁心材料として、高い飽和磁束密度を有
するＦｅ系の非晶質磁性合金が広く知られている。しか
し、Ｆｅ系の非晶質磁性合金はＣｏ系よりも安価ではあ
るが、一般的に高周波領域においてコア損失が大きく、
透磁率も低いという欠点があった。さらに飽和磁歪も大
きいという欠点があった。
【０００３】これに対し、近年液体急冷法によって作成
されたＦｅ基非晶質薄帯を熱処理して１００オングスト
ローム程度に微結晶化することにより、従来のＦｅ基非
晶質合金より優れた軟磁気特性を発現することが報告さ
れた（特開昭６４−７９３４２号公報、特開平１−１５
６４５２号公報、Ｕ.Ｓ.Ｐ.4,881,989等）。このＦｅ基
非晶質合金は、ＦｅＳｉＢを基準組成とし、これにＣｕ
とＮｂ等の高融点金属等を加えたもので組織を１００オ
ングストローム程度に微結晶化させることによって、従
来Ｆｅ基非晶質合金の課題であった飽和磁歪を小さくす
ることが可能となり、軟磁気特性、特に透磁率の周波数
特性が改善されている。しかしながら、Ｃｕを添加した
場合には、Ｃｕ同士が寄り集って組成ずれを引き起こす
可能性がある。
されたＦｅ基非晶質薄帯を熱処理して１００オングスト
ローム程度に微結晶化することにより、従来のＦｅ基非
晶質合金より優れた軟磁気特性を発現することが報告さ
れた（特開昭６４−７９３４２号公報、特開平１−１５
６４５２号公報、Ｕ.Ｓ.Ｐ.4,881,989等）。このＦｅ基
非晶質合金は、ＦｅＳｉＢを基準組成とし、これにＣｕ
とＮｂ等の高融点金属等を加えたもので組織を１００オ
ングストローム程度に微結晶化させることによって、従
来Ｆｅ基非晶質合金の課題であった飽和磁歪を小さくす
ることが可能となり、軟磁気特性、特に透磁率の周波数
特性が改善されている。しかしながら、Ｃｕを添加した
場合には、Ｃｕ同士が寄り集って組成ずれを引き起こす
可能性がある。
【０００４】本願発明は、このような従来の軟磁性材料
に代わる軟磁性材料であって、しかも飽和磁歪が極めて
小さく、かつ、高周波特性に優れ、特に高周波領域での
透磁率、鉄損に優れた新規なＦｅ基軟磁性合金を提供す
ることを目的とする。更に、本発明は比較的低融点の金
属メタロイド系合金であって、従来の磁性材料製造装置
を利用して製造することのできるＦｅ基軟磁性合金を提
供することを目的とする。
に代わる軟磁性材料であって、しかも飽和磁歪が極めて
小さく、かつ、高周波特性に優れ、特に高周波領域での
透磁率、鉄損に優れた新規なＦｅ基軟磁性合金を提供す
ることを目的とする。更に、本発明は比較的低融点の金
属メタロイド系合金であって、従来の磁性材料製造装置
を利用して製造することのできるＦｅ基軟磁性合金を提
供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】このような目的を達成す
るため本発明者は、Ｆｅ基軟磁性合金について鋭意研究
の結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系Ｆｅ基軟磁性合金にＡｌを添
加した場合、優れた軟磁気特性を示し、例えば極めて飽
和磁歪が低いこと、またこのようなＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ａ
ｌ系Ｆｅ基軟磁性合金に下記Ｍ'で示される他の特定の
元素（金属）、特にＮｂを添加した場合に極めて優れた
軟磁気特性を示すことを見い出し、本発明に至ったもの
である。
るため本発明者は、Ｆｅ基軟磁性合金について鋭意研究
の結果、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系Ｆｅ基軟磁性合金にＡｌを添
加した場合、優れた軟磁気特性を示し、例えば極めて飽
和磁歪が低いこと、またこのようなＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ａ
ｌ系Ｆｅ基軟磁性合金に下記Ｍ'で示される他の特定の
元素（金属）、特にＮｂを添加した場合に極めて優れた
軟磁気特性を示すことを見い出し、本発明に至ったもの
である。
【０００６】即ち、本発明のＦｅ基軟磁性合金は、一般
式（Ｆｅ1-XＭX)100-a-b-c-dＳｉaＡｌbＢcＭ'd（式
中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、Ｍ'はＮｂ、Ｍｏ、Ｚ
ｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐ
ｄ、Ｒｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種類以上
の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子
％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０.１５、０≦ａ≦２４、
２＜ｂ≦１５、４≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１０を満たすも
のとする）により表わされるものであり、特にその組織
の少なくとも３０％以上が結晶質（微細な結晶粒）で生
成されていることが好ましく、更に結晶質は鉄を主体と
したｂｃｃ固溶体から成るものである。また、Ｍ'とし
てはＮｂが好適である。
式（Ｆｅ1-XＭX)100-a-b-c-dＳｉaＡｌbＢcＭ'd（式
中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、Ｍ'はＮｂ、Ｍｏ、Ｚ
ｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐ
ｄ、Ｒｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種類以上
の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、ｃ、ｄは原子
％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０.１５、０≦ａ≦２４、
２＜ｂ≦１５、４≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１０を満たすも
のとする）により表わされるものであり、特にその組織
の少なくとも３０％以上が結晶質（微細な結晶粒）で生
成されていることが好ましく、更に結晶質は鉄を主体と
したｂｃｃ固溶体から成るものである。また、Ｍ'とし
てはＮｂが好適である。
【０００７】本発明のＦｅ基軟磁性合金において磁性特
性の面から銅（Ｃｕ）は０．５原子％以下、好適には
０．１原子％以下であり、最も好ましくはＣｕが全く混
入しないほうがよい。本発明のＦｅ基軟磁性合金におい
て、Ｆｅは原子比ｘが０から０．１５の範囲でＣｏ及び
／又はＮｉで置換することができる。Ｃｏ及びＮｉは、
Ｆｅと負の相互作用パラメータを示すので、本発明のＦ
ｅ基軟磁性合金を熱処理する際に生成するＦｅを主体と
したｂｃｃ固溶体に固溶し、ｂｃｃ構造格子に置換され
るものと考えられる。これにより、ｂｃｃ固溶体が持
つ、磁歪定数、結晶磁気異方性定数を低減できると考え
られる。本発明の合金においてｘが０≦ｘ＜０．０２、
特にｘ＝０、即ちＮｉ（及び／又はＣｏ）を全く含まな
い場合には高透磁率が得られるため、高透磁率が要求さ
れる用途、例えばコモンモードチョークコイル、フィル
タ用インダクタ、信号用変成器等の用途（の磁心材料）
に好適である。
性の面から銅（Ｃｕ）は０．５原子％以下、好適には
０．１原子％以下であり、最も好ましくはＣｕが全く混
入しないほうがよい。本発明のＦｅ基軟磁性合金におい
て、Ｆｅは原子比ｘが０から０．１５の範囲でＣｏ及び
／又はＮｉで置換することができる。Ｃｏ及びＮｉは、
Ｆｅと負の相互作用パラメータを示すので、本発明のＦ
ｅ基軟磁性合金を熱処理する際に生成するＦｅを主体と
したｂｃｃ固溶体に固溶し、ｂｃｃ構造格子に置換され
るものと考えられる。これにより、ｂｃｃ固溶体が持
つ、磁歪定数、結晶磁気異方性定数を低減できると考え
られる。本発明の合金においてｘが０≦ｘ＜０．０２、
特にｘ＝０、即ちＮｉ（及び／又はＣｏ）を全く含まな
い場合には高透磁率が得られるため、高透磁率が要求さ
れる用途、例えばコモンモードチョークコイル、フィル
タ用インダクタ、信号用変成器等の用途（の磁心材料）
に好適である。
【０００８】一方、Ｎｉ（及び又はＣｏ）の含有量ｘが
０．０２≦ｘ≦０．１５を満たすときは、高透磁率が得
られるだけでなく上述した磁歪定数、結晶磁気異方性定
数の低減という効果及び磁場熱処理により誘導異方性の
付与が大きいという効果が得られ、主としてコモンモー
ドチョークコイル、フィルタ用インダクタ、信号用変成
器、高周波トランス、マグアンプ等の用途（の磁心材
料）に好適である。なお、Ｎｉ（及び又はＣｏ）の含有
量ｘは好ましくは０．０２≦ｘ≦０．１５、更に好まし
くは０．０３≦ｘ≦０．１である。
０．０２≦ｘ≦０．１５を満たすときは、高透磁率が得
られるだけでなく上述した磁歪定数、結晶磁気異方性定
数の低減という効果及び磁場熱処理により誘導異方性の
付与が大きいという効果が得られ、主としてコモンモー
ドチョークコイル、フィルタ用インダクタ、信号用変成
器、高周波トランス、マグアンプ等の用途（の磁心材
料）に好適である。なお、Ｎｉ（及び又はＣｏ）の含有
量ｘは好ましくは０．０２≦ｘ≦０．１５、更に好まし
くは０．０３≦ｘ≦０．１である。
【０００９】Ａｌは本発明の合金の必須元素であり、Ａ
ｌを特定量（２原子％を超え１５原子％以下）添加する
ことにより、結晶磁気異方性の小さい軟磁性を示す結晶
（Ｆｅ基ｂｃｃ固溶体）の結晶化温度（ＴX1）と軟磁性
を阻害する結晶（例えばＦｅ−Ｂ系結晶）の結晶化温度
（ＴX2）との温度差（△Ｔ）を大きくすることができ、
熱処理時のＦｅ−Ｂ系結晶等の生成を抑制すると共に、
比較的低い温度の熱処理で軟磁気特性を導出することが
できる。図１にＦｅＳｉＢ系合金にＡｌを添加した場合
の結晶化温度とＡｌ量（原子％）との関係を示した。図
１より、Ａｌ量を増加するとＴX1は単調に減少するが、
一方ＴX2はほぼ一定値をとり、ＴX1とＴX2との温度差
（△Ｔ）が増加することがわかる。
ｌを特定量（２原子％を超え１５原子％以下）添加する
ことにより、結晶磁気異方性の小さい軟磁性を示す結晶
（Ｆｅ基ｂｃｃ固溶体）の結晶化温度（ＴX1）と軟磁性
を阻害する結晶（例えばＦｅ−Ｂ系結晶）の結晶化温度
（ＴX2）との温度差（△Ｔ）を大きくすることができ、
熱処理時のＦｅ−Ｂ系結晶等の生成を抑制すると共に、
比較的低い温度の熱処理で軟磁気特性を導出することが
できる。図１にＦｅＳｉＢ系合金にＡｌを添加した場合
の結晶化温度とＡｌ量（原子％）との関係を示した。図
１より、Ａｌ量を増加するとＴX1は単調に減少するが、
一方ＴX2はほぼ一定値をとり、ＴX1とＴX2との温度差
（△Ｔ）が増加することがわかる。
【００１０】本発明においてＡｌの含有量ｂは、２原子
％を超え１５原子％以下、好ましくは２．５〜１５原子
％、更に好ましくは３〜１２原子％である。３〜１２原
子％の範囲において、特に透磁率が高く、鉄損の小さい
合金を得ることができる。なお、本発明の合金において
ｘが０≦ｘ＜０．０２、特にｘ＝０の場合には、Ａｌの
含有量ｂは好ましくは６〜１２原子％、更に好ましくは
６〜１０原子％、最も好ましくは７〜１０原子％とす
る。
％を超え１５原子％以下、好ましくは２．５〜１５原子
％、更に好ましくは３〜１２原子％である。３〜１２原
子％の範囲において、特に透磁率が高く、鉄損の小さい
合金を得ることができる。なお、本発明の合金において
ｘが０≦ｘ＜０．０２、特にｘ＝０の場合には、Ａｌの
含有量ｂは好ましくは６〜１２原子％、更に好ましくは
６〜１０原子％、最も好ましくは７〜１０原子％とす
る。
【００１１】ＡｌはＮｉ（Ｃｏ）と同様にＦｅとの相互
パラメータが負であるため、Ａｌを添加することにより
Ｆｅを主体とした固溶体中に固溶され、即ちα−Ｆｅ結
晶構造のＦｅ原子の位置に置換される形で固溶されｂｃ
ｃ結晶を安定化するため、熱処置に結晶化されやすい環
境を作るものと推定される。従って、上述のようにＡｌ
添加によって結晶磁気異方性の小さい結晶粒が選択的に
作成されるので、これによって優れた軟磁気特性が発現
すると思われる。
パラメータが負であるため、Ａｌを添加することにより
Ｆｅを主体とした固溶体中に固溶され、即ちα−Ｆｅ結
晶構造のＦｅ原子の位置に置換される形で固溶されｂｃ
ｃ結晶を安定化するため、熱処置に結晶化されやすい環
境を作るものと推定される。従って、上述のようにＡｌ
添加によって結晶磁気異方性の小さい結晶粒が選択的に
作成されるので、これによって優れた軟磁気特性が発現
すると思われる。
【００１２】Ｓｉ、Ｂは本発明のＦｅ基軟磁性合金を初
期状態（熱処理前）で非晶質化させる元素である。Ｓｉ
の含有量ａは０〜２４原子％、好ましくは６〜１８原子
％、更に好ましくは１０〜１６原子％である。Ｓｉの含
有量をこの範囲とすることにより、初期状態（熱処理
前）における非晶質形成能を高めることができるので好
ましい。
期状態（熱処理前）で非晶質化させる元素である。Ｓｉ
の含有量ａは０〜２４原子％、好ましくは６〜１８原子
％、更に好ましくは１０〜１６原子％である。Ｓｉの含
有量をこの範囲とすることにより、初期状態（熱処理
前）における非晶質形成能を高めることができるので好
ましい。
【００１３】Ｂの含有量ｃは４〜２０原子％、好ましく
は６〜１５原子％、更に好ましくは１０〜１４原子％で
ある。この範囲であれば充分な結晶化温度の温度差が得
られ、かつ非晶質化させやすいので好ましい。なお、Ｂ
の含有量９原子％を境にしてアモルファス形成能が異な
り、Ｂが９．５〜１５原子％、特に１０〜１４原子％の
範囲ではＡｌを入れた場合の上記組成のアモルファス合
金のアモルファス形成能に優れ、熱処理後均一な結晶粒
が得られる。
は６〜１５原子％、更に好ましくは１０〜１４原子％で
ある。この範囲であれば充分な結晶化温度の温度差が得
られ、かつ非晶質化させやすいので好ましい。なお、Ｂ
の含有量９原子％を境にしてアモルファス形成能が異な
り、Ｂが９．５〜１５原子％、特に１０〜１４原子％の
範囲ではＡｌを入れた場合の上記組成のアモルファス合
金のアモルファス形成能に優れ、熱処理後均一な結晶粒
が得られる。
【００１４】本発明のＦｅ基軟磁性合金の基本的組成は
上述のＦｅ（Ｍ）、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌであるが、更に耐食
性、磁気特性を向上させるために他の元素Ｍ'を加える
ことができる。Ｍ'としては、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐｄ、Ｒｕ、
Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種以上が挙げられ
る。さらにＭ'の添加は、基本組成のＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ
−Ｂ合金の非晶質形成能を向上させる働きがある。
上述のＦｅ（Ｍ）、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌであるが、更に耐食
性、磁気特性を向上させるために他の元素Ｍ'を加える
ことができる。Ｍ'としては、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｐｄ、Ｒｕ、
Ｇａ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐから選ばれる１種以上が挙げられ
る。さらにＭ'の添加は、基本組成のＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ
−Ｂ合金の非晶質形成能を向上させる働きがある。
【００１５】Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＭｏは特
に軟磁気特性を阻害するＦｅ−Ｂ系結晶の析出を抑制
し、又はＦｅ−Ｂ系結晶の析出温度を高い温度に移動さ
せる効果があり、合金の軟磁気特性を改善する。また上
記元素（金属）の添加は結晶粒の微細化に寄与する。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ及びＲｕは特に合金の耐腐食性を改
善するのに効果的である。Ｃ、Ｇｅ、Ｐ及びＧａは特に
アモルファスを形成するのに効果がある。上記元素の１
以上を添加することができる。これら元素のうち特にＮ
ｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖが好ましい。このうち、
Ｎｂを加えた場合には軟磁気特性、特に抗磁力、透磁
率、鉄損が著しく改善される。これらの元素の添加量ｄ
は、１〜１０原子％、好ましくは１〜８原子％、更に好
ましくは１〜６原子％である。この範囲とすることによ
り、非晶質形成能および磁気特性が劣化することを防止
することができる。
に軟磁気特性を阻害するＦｅ−Ｂ系結晶の析出を抑制
し、又はＦｅ−Ｂ系結晶の析出温度を高い温度に移動さ
せる効果があり、合金の軟磁気特性を改善する。また上
記元素（金属）の添加は結晶粒の微細化に寄与する。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ及びＲｕは特に合金の耐腐食性を改
善するのに効果的である。Ｃ、Ｇｅ、Ｐ及びＧａは特に
アモルファスを形成するのに効果がある。上記元素の１
以上を添加することができる。これら元素のうち特にＮ
ｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖが好ましい。このうち、
Ｎｂを加えた場合には軟磁気特性、特に抗磁力、透磁
率、鉄損が著しく改善される。これらの元素の添加量ｄ
は、１〜１０原子％、好ましくは１〜８原子％、更に好
ましくは１〜６原子％である。この範囲とすることによ
り、非晶質形成能および磁気特性が劣化することを防止
することができる。
【００１６】また、本発明においてはＮ、Ｓ、Ｏなどの
不可避的不純物を、目的とする特性が劣化しない程度に
含有している合金も本発明に含むものである。本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金は組織全体の少なくとも３０％以上
（３０％〜１００％）が結晶質（微細な結晶粒）から成
り、合金組成の結晶粒以外の部分は主に非晶質である。
本発明では、結晶粒の割合が上記範囲にあるとき優れた
（軟）磁気特性を示す。なお、本発明では微細結晶粒の
割合が実質的に１００％であっても優れた（軟）磁気特
性を示す。本発明のＦｅ基軟磁性合金においては磁気特
性の面から、組織全体の少なくとも６０％以上が微細な
結晶粒から成ることが特に好ましく、８０％以上が微細
な結晶粒から成ることが最も好ましい。
不可避的不純物を、目的とする特性が劣化しない程度に
含有している合金も本発明に含むものである。本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金は組織全体の少なくとも３０％以上
（３０％〜１００％）が結晶質（微細な結晶粒）から成
り、合金組成の結晶粒以外の部分は主に非晶質である。
本発明では、結晶粒の割合が上記範囲にあるとき優れた
（軟）磁気特性を示す。なお、本発明では微細結晶粒の
割合が実質的に１００％であっても優れた（軟）磁気特
性を示す。本発明のＦｅ基軟磁性合金においては磁気特
性の面から、組織全体の少なくとも６０％以上が微細な
結晶粒から成ることが特に好ましく、８０％以上が微細
な結晶粒から成ることが最も好ましい。
【００１７】また本発明の合金の結晶粒はｂｃｃ構造を
有しており、Ｆｅを主体としてＳｉ、Ｂ、Ａｌ（場合に
より更にＮｉ及び／又はＣｏ）が固溶していると考えら
れる。この結晶粒は１０００オングストローム以下、好
ましくは５００オングストローム以下、更に好ましくは
５０〜３００オングストロームの平均粒径を有してい
る。本発明では平均粒径が１０００オングストローム以
下であることにより、優れた磁気特性が得られるもので
ある。
有しており、Ｆｅを主体としてＳｉ、Ｂ、Ａｌ（場合に
より更にＮｉ及び／又はＣｏ）が固溶していると考えら
れる。この結晶粒は１０００オングストローム以下、好
ましくは５００オングストローム以下、更に好ましくは
５０〜３００オングストロームの平均粒径を有してい
る。本発明では平均粒径が１０００オングストローム以
下であることにより、優れた磁気特性が得られるもので
ある。
【００１８】なお、本発明において結晶粒の全体に占め
る割合は、実験的にＸ線回折法等により評価することが
できる。即ち、完全に結晶化した状態（Ｘ線回折強度が
飽和した状態）のＸ線回折強度を基準とし、これに対す
る測定すべき磁性合金材料のＸ線回折強度の割合をもっ
て実験的に評価することができる。また、結晶化に伴い
小受るＸ線回折線のＸ線回折強度と、結晶化に伴い減少
する非晶質特有のハローによるＸ線回折強度との比から
評価することもできる。また、本発明において平均粒径
はＸ線回折図形のｂｃｃピーク反射（１１０）を用い、
シェラーの式（ｔ＝０．９λ／βｃｏｓθ）によって導
出したものである（カリティ著、新版Ｘ線回折要論（El
ement of X-ray Diffraction (Second Edition）、B.D.
Cullity）、 ９１〜９４頁)。
る割合は、実験的にＸ線回折法等により評価することが
できる。即ち、完全に結晶化した状態（Ｘ線回折強度が
飽和した状態）のＸ線回折強度を基準とし、これに対す
る測定すべき磁性合金材料のＸ線回折強度の割合をもっ
て実験的に評価することができる。また、結晶化に伴い
小受るＸ線回折線のＸ線回折強度と、結晶化に伴い減少
する非晶質特有のハローによるＸ線回折強度との比から
評価することもできる。また、本発明において平均粒径
はＸ線回折図形のｂｃｃピーク反射（１１０）を用い、
シェラーの式（ｔ＝０．９λ／βｃｏｓθ）によって導
出したものである（カリティ著、新版Ｘ線回折要論（El
ement of X-ray Diffraction (Second Edition）、B.D.
Cullity）、 ９１〜９４頁)。
【００１９】本発明のＦｅ基軟磁性合金は上記組成の溶
湯から一般にアモルファス金属を形成する液体急冷法、
例えば単ロール法、キャビテーション法、スパッタ法ま
たは蒸着法等により上記組成の非晶質合金をリボン状、
粉末状、ファイバ状、繊維状又は薄膜状等に形成した
後、得られた非晶質合金を必要に応じて所定の形状に加
工した後、熱処理し、少なくとも一部、好ましくは試料
全体の３０％以上を結晶化することにより得られる。
湯から一般にアモルファス金属を形成する液体急冷法、
例えば単ロール法、キャビテーション法、スパッタ法ま
たは蒸着法等により上記組成の非晶質合金をリボン状、
粉末状、ファイバ状、繊維状又は薄膜状等に形成した
後、得られた非晶質合金を必要に応じて所定の形状に加
工した後、熱処理し、少なくとも一部、好ましくは試料
全体の３０％以上を結晶化することにより得られる。
【００２０】通常は、単にロール法により急冷薄帯を作
成し、これを巻磁心等の所定の形状にした後熱処理す
る。熱処理は真空中あるいはアルゴンガスもしくは窒素
ガスなど不活性ガス、Ｈ2等の還元性ガスもしくは空気
等の酸化性ガス雰囲気中で行なう。好ましくは真空中あ
るいは不活性ガス雰囲気中で行なう。熱処理温度は約２
００〜８００℃程度、好ましくは４００〜７００℃程
度、更に好ましくは５２０〜６８０℃程度とする。熱処
理時間は０．１〜１０時間程度、好ましくは１〜５時間
程度とすることが好ましい。また、熱処理は無磁場中で
も、また磁場を印加して行なってもよい。本発明では上
記の温度範囲で且つ上記範囲の熱処理時間で上記組成の
非晶質合金を熱処理することにより本発明の特性に優れ
た軟磁性合金を得ることができる。
成し、これを巻磁心等の所定の形状にした後熱処理す
る。熱処理は真空中あるいはアルゴンガスもしくは窒素
ガスなど不活性ガス、Ｈ2等の還元性ガスもしくは空気
等の酸化性ガス雰囲気中で行なう。好ましくは真空中あ
るいは不活性ガス雰囲気中で行なう。熱処理温度は約２
００〜８００℃程度、好ましくは４００〜７００℃程
度、更に好ましくは５２０〜６８０℃程度とする。熱処
理時間は０．１〜１０時間程度、好ましくは１〜５時間
程度とすることが好ましい。また、熱処理は無磁場中で
も、また磁場を印加して行なってもよい。本発明では上
記の温度範囲で且つ上記範囲の熱処理時間で上記組成の
非晶質合金を熱処理することにより本発明の特性に優れ
た軟磁性合金を得ることができる。
【００２１】以下、実施例を挙げて更に説明する。
【００２２】
【実施例】 実施例１〜９ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、（Ｎｂ）
を含有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅
１．０〜５mm程度、板厚約１４〜２０μｍの急冷薄帯を
作成し試料とした。この試料を窒素ガスの存在下で、約
１時間無磁場で熱処理した。
を含有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅
１．０〜５mm程度、板厚約１４〜２０μｍの急冷薄帯を
作成し試料とした。この試料を窒素ガスの存在下で、約
１時間無磁場で熱処理した。
【００２３】表１に示すようにＦｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、
Ｎｂの組成を変えて試料を作成し最適温度で約１時間熱
処理した後、窒素気流中で冷却した。熱処理後の各試料
の抗磁力Ｈｃ（mOe）および飽和磁化Ｍｓ（emu/g）を測
定した。また同時に、ストレインゲージ法により飽和磁
歪定数λs（×１０-6）を決定した。なお組成はＩＣＰ
分析によって決定した。
Ｎｂの組成を変えて試料を作成し最適温度で約１時間熱
処理した後、窒素気流中で冷却した。熱処理後の各試料
の抗磁力Ｈｃ（mOe）および飽和磁化Ｍｓ（emu/g）を測
定した。また同時に、ストレインゲージ法により飽和磁
歪定数λs（×１０-6）を決定した。なお組成はＩＣＰ
分析によって決定した。
【００２４】熱処理後の巻磁芯の鉄損は、周波数１００
ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔにて、デジタルオシロス
コープを用いて測定した交流ヒステリシスループの囲む
面積から決定した。また、透磁率μは周波数１００ｋＨ
ｚ、励磁磁界５ｍＯｅにてＬＣＲメータを用いてインダ
クタンスＬを測定することにより決定した。結果を併せ
て表１に示した。
ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔにて、デジタルオシロス
コープを用いて測定した交流ヒステリシスループの囲む
面積から決定した。また、透磁率μは周波数１００ｋＨ
ｚ、励磁磁界５ｍＯｅにてＬＣＲメータを用いてインダ
クタンスＬを測定することにより決定した。結果を併せ
て表１に示した。
【００２５】また比較例としてＦｅ78Ｓｉ9Ｂ13（比較
例１、市販品）及びＦｅＣｕＳｉＢＮｂ（比較例２、特
開昭６４−７９３４２号公報に記載されるＣｕ含有する
Ｆｅ基軟磁性合金）の抗磁力、飽和磁化、鉄損、透磁率
を併せて表１に示した。
例１、市販品）及びＦｅＣｕＳｉＢＮｂ（比較例２、特
開昭６４−７９３４２号公報に記載されるＣｕ含有する
Ｆｅ基軟磁性合金）の抗磁力、飽和磁化、鉄損、透磁率
を併せて表１に示した。
【００２６】
【表１】
【００２７】表１からも明らかなように、抗磁力につい
てはＭ’としてＮｂを含有する実施例７ではＦｅＳｉＢ
系に比べかなり低い値を示した。この値は、比較例２の
抗磁力（１５ mOe）とほぼ同等の値を示している。また
実施例３、４では、透磁率及び飽和磁化を除いてＦｅＳ
ｉＢ系アモルファス合金と同等あるいはそれ以上の磁気
特性を示した。
てはＭ’としてＮｂを含有する実施例７ではＦｅＳｉＢ
系に比べかなり低い値を示した。この値は、比較例２の
抗磁力（１５ mOe）とほぼ同等の値を示している。また
実施例３、４では、透磁率及び飽和磁化を除いてＦｅＳ
ｉＢ系アモルファス合金と同等あるいはそれ以上の磁気
特性を示した。
【００２８】更に実施例９の合金では、透磁率、鉄損、
磁歪の値において、すべて比較例１、比較例２よりも優
れた磁気特性が得られた。図２はＦｅＳｉＡｌＢ合金の
抗磁力Ｈｃの組成依存性を示す図であるが、線で囲んだ
組成範囲において、抗磁力１００ mOe 以下の良好な軟
磁気特性を示した。 又、図３は、ＦｅＳｉＡｌＢ合金
の飽和磁化Ｍｓの組成依存性を示す図であるが、抗磁力
Ｈｃが１００ mOe 以下の組成範囲内で高い飽和磁化１
６５ emu/gを示す試料（Ｆｅ73Ｓｉ8Ａｌ10Ｂ9）が得ら
れた。
磁歪の値において、すべて比較例１、比較例２よりも優
れた磁気特性が得られた。図２はＦｅＳｉＡｌＢ合金の
抗磁力Ｈｃの組成依存性を示す図であるが、線で囲んだ
組成範囲において、抗磁力１００ mOe 以下の良好な軟
磁気特性を示した。 又、図３は、ＦｅＳｉＡｌＢ合金
の飽和磁化Ｍｓの組成依存性を示す図であるが、抗磁力
Ｈｃが１００ mOe 以下の組成範囲内で高い飽和磁化１
６５ emu/gを示す試料（Ｆｅ73Ｓｉ8Ａｌ10Ｂ9）が得ら
れた。
【００２９】このうち、抗磁力が従来のＦｅＳｉＢ系非
晶質合金（比較例１）より小さい実施例４（Ｆｅ69Ａｌ
8Ｓｉ14Ｂ9）及び実施例７（Ｆｅ68Ａｌ8Ｓｉ14Ｂ9Ｎｂ
1）について、結晶定数ａ（オングストローム）、結晶
粒径Ｄ（オングストローム）、第１結晶化温度ＴX
1（℃）及び第２結晶化温度ＴX2（℃）を測定した。そ
の結果を表２に示す。
晶質合金（比較例１）より小さい実施例４（Ｆｅ69Ａｌ
8Ｓｉ14Ｂ9）及び実施例７（Ｆｅ68Ａｌ8Ｓｉ14Ｂ9Ｎｂ
1）について、結晶定数ａ（オングストローム）、結晶
粒径Ｄ（オングストローム）、第１結晶化温度ＴX
1（℃）及び第２結晶化温度ＴX2（℃）を測定した。そ
の結果を表２に示す。
【００３０】
【表２】
【００３１】表２の数値は実施例４及び実施例７のΔＴ
値は比較例２に比べ有意に大きいことを示している。ま
た表２からも明らかなように、本発明合金は、熱処理に
より結晶化することで鉄を主体とした３００オングスト
ローム程度のｂｃｃ固溶体の結晶粒が形成されているこ
とが確認された。また第１結晶化温度ＴX1はこれらのＦ
ｅ基軟磁性合金が従来の熱処理装置を利用して製造可能
な温度であり、更に第２結晶化温度ＴX2との差も実施例
４で９５℃、実施例７で１２５℃、「比較例２で３０
℃」であり、熱処理温度を適当に選ぶことにより軟磁性
を阻害する結晶の生成を充分抑制できることが示され
た。
値は比較例２に比べ有意に大きいことを示している。ま
た表２からも明らかなように、本発明合金は、熱処理に
より結晶化することで鉄を主体とした３００オングスト
ローム程度のｂｃｃ固溶体の結晶粒が形成されているこ
とが確認された。また第１結晶化温度ＴX1はこれらのＦ
ｅ基軟磁性合金が従来の熱処理装置を利用して製造可能
な温度であり、更に第２結晶化温度ＴX2との差も実施例
４で９５℃、実施例７で１２５℃、「比較例２で３０
℃」であり、熱処理温度を適当に選ぶことにより軟磁性
を阻害する結晶の生成を充分抑制できることが示され
た。
【００３２】透磁率、鉄損、磁歪において特に優れた特
性を示す実施例９の合金（Fe66Si14Al8Nb3B9）について
更に詳細な検討を行なった結果について、以下説明す
る。まず片ロール法によって幅２．８mm、厚１７μｍの
薄帯を製造し、液体急冷直後及び５８０℃で窒素ガス雰
囲気中で１時間熱処理した後のＸ線回折像を得た。これ
らＸ線回折図形を図４に示す。図中、（ａ）は液体急冷
直後で、非晶質合金に典型的なハローパターンが見られ
る。また（ｂ）は熱処理後で、典型的なｂｃｃ結晶の回
折ピークを示しており、低角度領域にはＤＯ3構造の規
則格子反射を示すピークが認められる。
性を示す実施例９の合金（Fe66Si14Al8Nb3B9）について
更に詳細な検討を行なった結果について、以下説明す
る。まず片ロール法によって幅２．８mm、厚１７μｍの
薄帯を製造し、液体急冷直後及び５８０℃で窒素ガス雰
囲気中で１時間熱処理した後のＸ線回折像を得た。これ
らＸ線回折図形を図４に示す。図中、（ａ）は液体急冷
直後で、非晶質合金に典型的なハローパターンが見られ
る。また（ｂ）は熱処理後で、典型的なｂｃｃ結晶の回
折ピークを示しており、低角度領域にはＤＯ3構造の規
則格子反射を示すピークが認められる。
【００３３】同じく実施例９の合金（Fe66Si14Al8Nb
3B9）の薄帯で、内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８m
mの巻磁心を作成し、窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理
したものについて、印加磁場１００ｅでの磁束密度Ｂ10
（Ｔ）及び抗磁力Ｈｃ（mOe）の熱処理温度依存性を図
５に示した。図から明らかなように磁束密度Ｂ10は５５
０℃〜６７０℃の熱処理温度の範囲で０．７Ｔ程度の値
が得られる。また抗磁力Ｈｃは５８０℃で１２mOeの最
小値をとった後、熱処理温度の上昇とともに増加する。
3B9）の薄帯で、内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８m
mの巻磁心を作成し、窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理
したものについて、印加磁場１００ｅでの磁束密度Ｂ10
（Ｔ）及び抗磁力Ｈｃ（mOe）の熱処理温度依存性を図
５に示した。図から明らかなように磁束密度Ｂ10は５５
０℃〜６７０℃の熱処理温度の範囲で０．７Ｔ程度の値
が得られる。また抗磁力Ｈｃは５８０℃で１２mOeの最
小値をとった後、熱処理温度の上昇とともに増加する。
【００３４】この巻磁心について、各測定周波数での実
効透磁率μｅの熱処理温度依存性及び鉄損（１００ＫＨ
ｚ、０．１Ｔ）の熱処理温度依存性をそれぞれ図６及び
図７に示した。図６にみるように、実効透磁率μｅは低
周波領域（１０ＫＨｚ以下）では、５８０℃で最大値を
とった後、熱処理温度の上昇とともに徐々に減少するこ
とがわかる。一方、高周波領域（１００ＫＨｚ以上）に
なると、周波数が高くなるに従い最大値をとる温度も高
温側に移動することがわかった。また、図７にみるよう
に、鉄損は５８０℃〜６７０℃の熱処理温度の範囲でほ
ぼ１０W/kg程度の良好な値を示すことがわかった。
効透磁率μｅの熱処理温度依存性及び鉄損（１００ＫＨ
ｚ、０．１Ｔ）の熱処理温度依存性をそれぞれ図６及び
図７に示した。図６にみるように、実効透磁率μｅは低
周波領域（１０ＫＨｚ以下）では、５８０℃で最大値を
とった後、熱処理温度の上昇とともに徐々に減少するこ
とがわかる。一方、高周波領域（１００ＫＨｚ以上）に
なると、周波数が高くなるに従い最大値をとる温度も高
温側に移動することがわかった。また、図７にみるよう
に、鉄損は５８０℃〜６７０℃の熱処理温度の範囲でほ
ぼ１０W/kg程度の良好な値を示すことがわかった。
【００３５】窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理した実施
例９の合金のｂｃｃ結晶の（１１０）回折強度ピークの
半値幅からシェラーの式を用いて導出した結晶粒径Ｄ
110（オングストローム）及びｂｃｃ結晶の（１１０）
回折ピークから求めた格子定数ａ（オングストローム）
の熱処理温度依存性を図８に示した。図８から明らかな
ように、結晶粒径は熱処理温度の上昇によらずほぼ１４
０オングストローム程度となった。一方、格子定数は熱
処理温度の上昇に伴い、徐々に減少することがわかっ
た。
例９の合金のｂｃｃ結晶の（１１０）回折強度ピークの
半値幅からシェラーの式を用いて導出した結晶粒径Ｄ
110（オングストローム）及びｂｃｃ結晶の（１１０）
回折ピークから求めた格子定数ａ（オングストローム）
の熱処理温度依存性を図８に示した。図８から明らかな
ように、結晶粒径は熱処理温度の上昇によらずほぼ１４
０オングストローム程度となった。一方、格子定数は熱
処理温度の上昇に伴い、徐々に減少することがわかっ
た。
【００３６】窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理した実施
例９の合金の飽和磁歪定数λｓ（×１０-6）の熱処理温
度依存性を図９に示した。図９から明らかなように、飽
和磁歪定数は、熱処理温度の上昇に伴い、徐々に減少す
る。特に６００℃以上の温度範囲において、ほぼ零磁歪
が得られることがわかった。実施例９の合金で内径１５
mm、外径１９mm、高さ２．８mmの巻磁心を作成し、窒素
ガス雰囲気中で１時間、５８０℃及び６００℃でそれぞ
れ熱処理したものについて、実効透磁率μｅの周波数特
性を図１０に示した。比較例１及び比較例２の合金及び
代表的なＭｎ−Ｚｎフェライトの実効透磁率の周波数特
性も併せて図１０に示した。図にみるように、本発明の
合金は従来の非晶質合金（比較例１）及びＭｎ−Ｚｎフ
ェライトよりも大きな透磁率を示すことがわかった。ま
た、良好な周波数特性を示す微結晶質軟磁性合金（比較
例２）と比べて、１００ＫＨｚ以上の周波数領域におい
て高い実効透磁率が得られることがわかった。これらの
結果から明らかなように、本発明の合金は、高周波領域
において優れた磁気特性を示す新規は微結晶軟磁性合金
である。
例９の合金の飽和磁歪定数λｓ（×１０-6）の熱処理温
度依存性を図９に示した。図９から明らかなように、飽
和磁歪定数は、熱処理温度の上昇に伴い、徐々に減少す
る。特に６００℃以上の温度範囲において、ほぼ零磁歪
が得られることがわかった。実施例９の合金で内径１５
mm、外径１９mm、高さ２．８mmの巻磁心を作成し、窒素
ガス雰囲気中で１時間、５８０℃及び６００℃でそれぞ
れ熱処理したものについて、実効透磁率μｅの周波数特
性を図１０に示した。比較例１及び比較例２の合金及び
代表的なＭｎ−Ｚｎフェライトの実効透磁率の周波数特
性も併せて図１０に示した。図にみるように、本発明の
合金は従来の非晶質合金（比較例１）及びＭｎ−Ｚｎフ
ェライトよりも大きな透磁率を示すことがわかった。ま
た、良好な周波数特性を示す微結晶質軟磁性合金（比較
例２）と比べて、１００ＫＨｚ以上の周波数領域におい
て高い実効透磁率が得られることがわかった。これらの
結果から明らかなように、本発明の合金は、高周波領域
において優れた磁気特性を示す新規は微結晶軟磁性合金
である。
【００３７】更に実施例９の合金（５８０℃）の巻磁心
について、鉄損（W/kg）の周波数依存性及び磁束密度依
存性をそれぞれ図１１及び図１２に示した。比較例１及
び比較例２の合金及び代表的なＭｎ−Ｚｎフェライトの
鉄損の周波数特性及び磁束密度依存性も併せて図１１及
び図１２に示した。鉄損の周波数特性については図１１
にみるように、１０ＫＨｚ〜７００ＫＨｚの周波数範囲
において、従来の非晶質合金、Ｍｎ−Ｚｎフェライト及
び微結晶質軟磁性合金よりも小さな鉄損を示すことがわ
かった。また、鉄損の磁束密度依存性については、図１
２に示すように磁束密度０．１Ｔ〜０．５Ｔの範囲にお
いて、従来の非晶質合金、Ｍｎ−Ｚｎフェライト及び微
結晶質軟磁性合金よりも小さな鉄損を示すことがわかっ
た。これらの結果から本発明の合金が従来の合金に比
べ、優れた磁気特性を有することがわかる。 実施例１０〜２５ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂを含
有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．３
mm、厚さ１８μｍの非晶質薄帯の試料を作成した。この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ１．３mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、抗磁力
Ｈｃ（mOe）、飽和磁歪λs（×１０-6）、実効透磁率μ
（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄損
（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔ）を求め
た。各試料の組成及び結果を表３に示す。
について、鉄損（W/kg）の周波数依存性及び磁束密度依
存性をそれぞれ図１１及び図１２に示した。比較例１及
び比較例２の合金及び代表的なＭｎ−Ｚｎフェライトの
鉄損の周波数特性及び磁束密度依存性も併せて図１１及
び図１２に示した。鉄損の周波数特性については図１１
にみるように、１０ＫＨｚ〜７００ＫＨｚの周波数範囲
において、従来の非晶質合金、Ｍｎ−Ｚｎフェライト及
び微結晶質軟磁性合金よりも小さな鉄損を示すことがわ
かった。また、鉄損の磁束密度依存性については、図１
２に示すように磁束密度０．１Ｔ〜０．５Ｔの範囲にお
いて、従来の非晶質合金、Ｍｎ−Ｚｎフェライト及び微
結晶質軟磁性合金よりも小さな鉄損を示すことがわかっ
た。これらの結果から本発明の合金が従来の合金に比
べ、優れた磁気特性を有することがわかる。 実施例１０〜２５ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂを含
有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．３
mm、厚さ１８μｍの非晶質薄帯の試料を作成した。この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ１．３mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、抗磁力
Ｈｃ（mOe）、飽和磁歪λs（×１０-6）、実効透磁率μ
（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄損
（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔ）を求め
た。各試料の組成及び結果を表３に示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】実施例10 Fe69Si12Al7Nb3B9 実施例11 Fe68Si12Al8Nb3B9 実施例12 Fe67Si12Al9Nb3B9 実施例13 Fe66Si12Al10Nb3B9 実施例14 Fe68Si13Al7Nb3B9 実施例15 Fe67Si13Al8Nb3B9 実施例16 Fe66Si13Al9Nb3B9 実施例17 Fe65Si13Al10Nb3B9 実施例18 Fe67Si14Al7Nb3B9 実施例19 Fe65Si14Al9Nb3B9 実施例20 Fe64Si14Al10Nb3B9 実施例21 Fe66Si15Al7Nb3B9 実施例22 Fe65Si15Al8Nb3B9 実施例23 Fe64Si15Al9Nb3B9 実施例24 Fe65Si16Al7Nb3B9 実施例25 Fe64Si16Al8Nb3B9 表３からも明らかなように、Ｎｉを含まない実施例１０
〜２５の非晶質合金はＡｌが７〜１０原子％の間で、極
めて小さい磁歪を示した。 実施例２６〜３９比較例３ 実施例１０と同様の方法で幅２．８mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Si-Al-B-Nb）の試料を作成し、この薄
帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８mmの巻
磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、実効透磁
率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄
損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔ）を求
めた。各試料の組成及び結果を表４に示す。
〜２５の非晶質合金はＡｌが７〜１０原子％の間で、極
めて小さい磁歪を示した。 実施例２６〜３９比較例３ 実施例１０と同様の方法で幅２．８mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Si-Al-B-Nb）の試料を作成し、この薄
帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８mmの巻
磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、実効透磁
率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄
損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔ）を求
めた。各試料の組成及び結果を表４に示す。
【００４０】
【表４】
【００４１】表４からも明らかなようにＢの含有量が９
原子％を超えた非晶質合金は、鉄損が小さく、透磁率が
高くなった。 実施例４０〜５９ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｍ’を含
有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．３
mm、厚さ１８μｍの非晶質薄帯の試料を作成した。この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ１．３mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、抗磁力
Ｈｃ（mOe）、実効透磁率μ（周波数１００ｋＨｚ、励
磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄損（周波数１００ｋＨｚ、最大
磁束密度０．１Ｔ）を求めた。各試料の組成及び結果を
表５に示す。
原子％を超えた非晶質合金は、鉄損が小さく、透磁率が
高くなった。 実施例４０〜５９ 単ロール法を用いて、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｍ’を含
有する溶湯からアルゴンガス１気圧雰囲気中で幅１．３
mm、厚さ１８μｍの非晶質薄帯の試料を作成した。この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ１．３mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、抗磁力
Ｈｃ（mOe）、実効透磁率μ（周波数１００ｋＨｚ、励
磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄損（周波数１００ｋＨｚ、最大
磁束密度０．１Ｔ）を求めた。各試料の組成及び結果を
表５に示す。
【００４２】
【表５】
【００４３】実施例40 Fe66Si14Al8Mo3B9 41 Fe66Si14Al8Ta3B9 42 Fe66Si14Al8Cr3B9 43 Fe66Si14Al8V3B9 44 Fe66Si14Al8Ti3B9 45 Fe66Si14Al8W3B9 46 Fe66Si14Al8Mn3B9 47 Fe66Si14Al8Hf3B9 48 Fe66Si14Al8Zr3B9 49 Fe66Si14Al8Y3B9 50 Fe64Si14Al8Nb2Mo2B10 51 Fe62Si13Al8Nb3Ta2B12 52 Fe63Si13Al8Nb3Zr1B12 53 Fe65Si13Al8Mo2W2B10 54 Fe63Si13Al7Nb4Pd3B10 55 Fe63Si13Al6Nb4Ru4B10 56 Fe66Si14Al4Ga4Nb4B10 57 Fe66Si14Al6Ge3Nb4B10 58 Fe61Si14Al8Zr4B9C4 59 Fe63Si14Al6Zr4B10P3 表５からもわかるようにＭ’としてＮｂ以外の元素を用
いた非晶質合金（実施例４０〜４９及び実施例５３、５
８及び５９）においても、またＮｂとそれ以外の元素を
併用した場合にもいずれも優れた磁気特性を示した。 実施例６０〜６６ 実施例１０と同様の方法で幅１．３mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Si-Al-B-Nb）の試料を作成し、この薄
帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ１．３mmの巻
磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、実効透磁
率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄
損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔ）を求
めた。各試料の組成及び結果を表６に示す。
いた非晶質合金（実施例４０〜４９及び実施例５３、５
８及び５９）においても、またＮｂとそれ以外の元素を
併用した場合にもいずれも優れた磁気特性を示した。 実施例６０〜６６ 実施例１０と同様の方法で幅１．３mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Si-Al-B-Nb）の試料を作成し、この薄
帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ１．３mmの巻
磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、実効透磁
率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍＯｅ）及び鉄
損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度０．１Ｔ）を求
めた。各試料の組成及び結果を表６に示す。
【００４４】
【表６】
【００４５】実施例６７〜８１ 実施例１０と同様の方法で幅２．８mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Ni-Si-Al-Nb-B）の試料を作成し、この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、さらに
この巻磁心を磁場中熱処理を行なった。磁場中熱処理前
後の実効透磁率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍ
Ｏｅ）及び鉄損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度
０．１Ｔ）を求めた。各試料の組成及び結果を表７に示
す。
非晶質薄帯（Fe-Ni-Si-Al-Nb-B）の試料を作成し、この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、さらに
この巻磁心を磁場中熱処理を行なった。磁場中熱処理前
後の実効透磁率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍ
Ｏｅ）及び鉄損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度
０．１Ｔ）を求めた。各試料の組成及び結果を表７に示
す。
【００４６】
【表７】
【００４７】実施例67 Fe66Ni1.6Si14Al6.4Nb3B9 68 Fe66Ni3.2Si14Al4.8Nb3B9 69 Fe66Ni4Si14Al4Nb3B9 70 Fe66Ni4.8Si14Al3.2Nb3B9 71 Fe66Ni5.5Si14Al2.5Nb3B9 72 Fe69.4Ni2.4Si9.6Al6.6Nb3B9 73 Fe66Ni2.8Si11.2Al8Nb3B9 74 Fe65Ni4Si14Al4Nb3.5B9.5 75 Fe65Ni4.8Si14Al3.2Nb3.5B9.5 76 Fe64Ni4Si14Al4Nb4B10 77 Fe64.5Ni4.8Si13.5Al3.2Nb4B10 78 Fe64Ni4Si13Al4Nb4B11 79 Fe63Ni4.8Si13Al3.2Nb4B12 80 Fe62Ni4.5Si13Al4Nb4.5B12 81 Fe59Ni4Si13Al4Nb6B14 表７からも明らかなように透磁率、鉄損ともに極めて優
れた値を示した。
れた値を示した。
【００４８】更に実施例６９の無磁場熱処理後（○）と
磁場中で熱処理後（●）の磁心について、実効透磁率
（μ）及び鉄損の周波数依存性を測定した。その結果を
図１３及び図１４に示した。また励磁磁界Ｈｍ１０Ｏ
ｅ、１Ｏｅ及び０．１ＯｅにおけるＢ−Ｈ曲線を図１５
及び図１６に示した。図１３からも明らかなように、本
発明の合金は磁場中熱処理を行なうことにより、１００
kHz以上の高周波数領域で大きな透磁率を得ることがで
きた。特に２００kHz以上の領域においては、良好な周
波数特性を示す微結晶質軟磁性合金（比較例２）の幅５
mm、厚さ１８μmの薄帯を磁場熱処理して得られた値
（△）よりも大きな透磁率が得られた。
磁場中で熱処理後（●）の磁心について、実効透磁率
（μ）及び鉄損の周波数依存性を測定した。その結果を
図１３及び図１４に示した。また励磁磁界Ｈｍ１０Ｏ
ｅ、１Ｏｅ及び０．１ＯｅにおけるＢ−Ｈ曲線を図１５
及び図１６に示した。図１３からも明らかなように、本
発明の合金は磁場中熱処理を行なうことにより、１００
kHz以上の高周波数領域で大きな透磁率を得ることがで
きた。特に２００kHz以上の領域においては、良好な周
波数特性を示す微結晶質軟磁性合金（比較例２）の幅５
mm、厚さ１８μmの薄帯を磁場熱処理して得られた値
（△）よりも大きな透磁率が得られた。
【００４９】また図１４からも明らかなように、本発明
の合金は磁場中熱処理を行なうことにより、鉄損値を大
幅に低減することができる。この値は、比較例２の幅５
mm、厚さ１８μmの薄帯を磁場熱処理して得られた鉄損
値（△）よりも低かった。更に熱処理前のＢ−Ｈ曲線
（図１５）と磁場中熱処理のＢ−Ｈ曲線（図１６）との
比較からも明らかなように、本発明の合金は磁場中熱処
理することにより、優れた軟磁性特性を示した。また実
施例６９の窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理した後のＸ
線回折図形を図１７に示した。 実施例８２〜８６ 実施例１０と同様の方法で幅２．８mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Co-Si-Al-Nb-B）の試料を作成し、この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、さらに
この巻磁心を磁場中熱処理を行なった。磁場中熱処理前
後の実効透磁率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍ
Ｏｅ）及び鉄損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度
０．１Ｔ）を求めた。各試料の組成及び結果を表８に示
す。
の合金は磁場中熱処理を行なうことにより、鉄損値を大
幅に低減することができる。この値は、比較例２の幅５
mm、厚さ１８μmの薄帯を磁場熱処理して得られた鉄損
値（△）よりも低かった。更に熱処理前のＢ−Ｈ曲線
（図１５）と磁場中熱処理のＢ−Ｈ曲線（図１６）との
比較からも明らかなように、本発明の合金は磁場中熱処
理することにより、優れた軟磁性特性を示した。また実
施例６９の窒素ガス雰囲気中で１時間熱処理した後のＸ
線回折図形を図１７に示した。 実施例８２〜８６ 実施例１０と同様の方法で幅２．８mm、厚さ１８μｍの
非晶質薄帯（Fe-Co-Si-Al-Nb-B）の試料を作成し、この
薄帯をさらに内径１５mm、外径１９mm、高さ２．８mmの
巻磁心にし無磁場中で最適熱処理を行なった後、さらに
この巻磁心を磁場中熱処理を行なった。磁場中熱処理前
後の実効透磁率μ（周波数１００ｋＨｚ、励磁磁界５ｍ
Ｏｅ）及び鉄損（周波数１００ｋＨｚ、最大磁束密度
０．１Ｔ）を求めた。各試料の組成及び結果を表８に示
す。
【００５０】
【表８】
【００５１】実施例82 Fe66Co1.6Si14Al6.4Nb3B9 83 Fe66Co3.2Si14Al4.8Nb3B9 84 Fe66Co4Si14Al4Nb3B9 85 Fe66Co2.8Si11.2Al8Nb3B9 86 Fe66Co5.6Si8.4Al8Nb3B9 表８からも明らかなようにＮｉの代りにＣｏを用いた非
晶質合金では、透磁率はＮｉを含むものに比べ低いもの
もあるが、鉄損はＮｉを含むものと同様に小さかった。
晶質合金では、透磁率はＮｉを含むものに比べ低いもの
もあるが、鉄損はＮｉを含むものと同様に小さかった。
【００５２】なお、全ての実施例において結晶質（微細
な結晶粒）の含有割合は６０％以上であった。
な結晶粒）の含有割合は６０％以上であった。
【００５３】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかなように、本
発明のＦｅ基軟磁性合金によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合
金にＡｌを添加することにより、軟磁性特性の優れた新
規なＦｅ基軟磁性合金を得ることができる。また本発明
のＦｅ基軟磁性合金は良好な軟磁性を示す結晶の結晶化
温度と軟磁性を阻害する結晶の結晶化温度との温度差が
大きいので、従来の非晶質合金の熱処理温度範囲に比べ
て充分大きな熱処理温度範囲が得られる。
発明のＦｅ基軟磁性合金によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合
金にＡｌを添加することにより、軟磁性特性の優れた新
規なＦｅ基軟磁性合金を得ることができる。また本発明
のＦｅ基軟磁性合金は良好な軟磁性を示す結晶の結晶化
温度と軟磁性を阻害する結晶の結晶化温度との温度差が
大きいので、従来の非晶質合金の熱処理温度範囲に比べ
て充分大きな熱処理温度範囲が得られる。
【００５４】また本発明のＦｅ基軟磁性合金によれば、
Ａｌを加えるとともにＦｅの一部をＮｉ（Ｃｏ）で置換
することにより、極めて低磁歪となり、低鉄損の磁心を
得ることができる。更に本発明によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−
Ａｌ−Ｂ系合金にＮｂ等の元素を添加することにより、
優れた軟磁性特性、特に極めて低抗磁力、低鉄損、低磁
歪でかつ高周波領域で高い透磁率を有する新規なＦｅ基
軟磁性合金を得ることができる。
Ａｌを加えるとともにＦｅの一部をＮｉ（Ｃｏ）で置換
することにより、極めて低磁歪となり、低鉄損の磁心を
得ることができる。更に本発明によれば、Ｆｅ−Ｓｉ−
Ａｌ−Ｂ系合金にＮｂ等の元素を添加することにより、
優れた軟磁性特性、特に極めて低抗磁力、低鉄損、低磁
歪でかつ高周波領域で高い透磁率を有する新規なＦｅ基
軟磁性合金を得ることができる。
【００５５】本発明の合金は上記のように優れた軟磁性
特性を有するため、例えば高周波トランス、コモンモー
ドチョークコイル、マグアンプ、フィルタ用インダク
タ、信号用変成器、磁気ヘッド等の用途（の磁心材料）
に好適に用いられる。
特性を有するため、例えば高周波トランス、コモンモー
ドチョークコイル、マグアンプ、フィルタ用インダク
タ、信号用変成器、磁気ヘッド等の用途（の磁心材料）
に好適に用いられる。
【図１】Ｆｅ基軟磁性合金の結晶化温度とＡｌ量との関
係を示す図。
係を示す図。
【図２】Ｆｅ基軟磁性合金の抗磁力（Ｈｃ）と組成との
相関を示す図。
相関を示す図。
【図３】Ｆｅ基軟磁性合金の飽和磁気（Ｍｓ）と組成と
の相関を示す図。
の相関を示す図。
【図４】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の非晶質合金及
び結晶合金の各Ｘ線回折図形を示す図。
び結晶合金の各Ｘ線回折図形を示す図。
【図５】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の磁束密
度及び抗磁力の温度依存性を示す図。
度及び抗磁力の温度依存性を示す図。
【図６】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の実効透
磁率の温度依存性を示す図。
磁率の温度依存性を示す図。
【図７】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の鉄損の
温度依存性を示す図。
温度依存性を示す図。
【図８】本発明によるＦｅ基軟磁性合金のｂｃｃ結晶の
結晶粒径及び格子定数の温度依存性を示す図。
結晶粒径及び格子定数の温度依存性を示す図。
【図９】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の飽和磁歪の温
度依存性を示す図。
度依存性を示す図。
【図１０】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の実効
透磁率の周波数特性を示す図。
透磁率の周波数特性を示す図。
【図１１】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の鉄損
の周波数特性を示す図。
の周波数特性を示す図。
【図１２】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の鉄損
の磁束密度依存性を示す図。
の磁束密度依存性を示す図。
【図１３】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の実効
透磁率の周波数特性を示す図。
透磁率の周波数特性を示す図。
【図１４】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁心の鉄損
の周波数特性を示す図。
の周波数特性を示す図。
【図１５】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の熱処理前Ｂ
−Ｈ曲線を示す図。
−Ｈ曲線を示す図。
【図１６】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の磁場中熱処
理後Ｂ−Ｈ曲線を示す図。
理後Ｂ−Ｈ曲線を示す図。
【図１７】本発明によるＦｅ基軟磁性合金の非晶質合金
及び結晶合金の各Ｘ線回折図形を示す図。
及び結晶合金の各Ｘ線回折図形を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−228453（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−53048（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−211259（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−219058（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 45/02 C22C 38/00 - 38/60
Claims (15)
- 【請求項１】一般式（Ｆｅ(1-X)ＭX）100-a-b-c-dＳｉa
Ａｌb Ｂc Ｍ'd （式中、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ、
Ｍ'はＮｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖから選ばれる１
種類以上の元素を表わす。ｘは原子比を、ａ、ｂ、ｃ、
ｄは原子％を示し、それぞれ０≦ｘ≦０.１５、１０≦
ａ≦１６、２＜ｂ≦１５、４≦ｃ≦２０、０≦ｄ≦１０
を満たすものとする）で表わされ、組織の少なくとも３
０％以上が結晶質から成り、残部は非晶質であり、前記
結晶質が鉄を主体としたｂｃｃ固溶体であることを特徴
とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項２】 Ｍ'がＮｂである第１項記載のＦｅ基軟磁
性合金。 - 【請求項３】 Ｍの含有量ｘが０≦ｘ＜０．０２である第
１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項４】 Ｍの含有量ｘが０．０２≦ｘ≦０．１５を
満たすものである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項５】 Ｍの含有量ｘが０．０３≦ｘ≦０．１を満
たすものである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項６】 ＭがＮｉである第１項記載のＦｅ基軟磁性
合金。 - 【請求項７】 ＭがＮｉである第４項記載のＦｅ基軟磁性
合金。 - 【請求項８】 ＭがＮｉである第５項記載のＦｅ基軟磁性
合金。 - 【請求項９】 Ａｌの含有量ｂが２．５≦ｂ≦１５を満た
すものである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１０】 Ａｌの含有量ｂが３≦ｂ≦１２を満たす
ものである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１１】 Ａｌの含有量ｂが３≦ｂ≦１０を満たす
ものである第６項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１２】 Ａｌの含有量ｂが６≦ｂ≦１２を満たす
ものである第３項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１３】 Ｂの含有量ｃが６≦ｃ≦１５を満たすも
のである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１４】 Ｂの含有量ｃが９．５≦ｃ≦１５を満た
すものである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項１５】 Ｂの含有量ｃが１０≦ｃ≦１４を満たす
ものである第１項記載のＦｅ基軟磁性合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31697391A JP3322407B2 (ja) | 1990-11-30 | 1991-11-29 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-334452 | 1990-11-30 | ||
| JP33445290 | 1990-11-30 | ||
| JP31697391A JP3322407B2 (ja) | 1990-11-30 | 1991-11-29 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH055164A JPH055164A (ja) | 1993-01-14 |
| JP3322407B2 true JP3322407B2 (ja) | 2002-09-09 |
Family
ID=26568871
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31697391A Expired - Fee Related JP3322407B2 (ja) | 1990-11-30 | 1991-11-29 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3322407B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ATE215727T1 (de) * | 1996-01-11 | 2002-04-15 | Honeywell Int Inc | Elektrischer drossel mit verteilte spalt |
| US6689234B2 (en) * | 2000-11-09 | 2004-02-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Method of producing metallic materials |
| JP4210986B2 (ja) * | 2003-01-17 | 2009-01-21 | 日立金属株式会社 | 磁性合金ならびにそれを用いた磁性部品 |
| CN107354400A (zh) * | 2017-07-14 | 2017-11-17 | 广东工业大学 | 一种铁基非晶合金及其制备方法 |
-
1991
- 1991-11-29 JP JP31697391A patent/JP3322407B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH055164A (ja) | 1993-01-14 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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