JP3342767B2 - Ｆｅ基軟磁性合金 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金Info
- Publication number
- JP3342767B2 JP3342767B2 JP05788994A JP5788994A JP3342767B2 JP 3342767 B2 JP3342767 B2 JP 3342767B2 JP 05788994 A JP05788994 A JP 05788994A JP 5788994 A JP5788994 A JP 5788994A JP 3342767 B2 JP3342767 B2 JP 3342767B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- atomic
- ribbon
- composition
- soft magnetic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
Landscapes
- Physics & Mathematics (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、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とそれを用
いた積層磁心の製造方法に関するものであり、特に、熱
に強く、高飽和磁束密度で軟磁気特性に優れたものに関
する。
イル、磁気ヘッド等に用いられる軟磁性合金とそれを用
いた積層磁心の製造方法に関するものであり、特に、熱
に強く、高飽和磁束密度で軟磁気特性に優れたものに関
する。
【０００２】
【従来の技術】磁気ヘッド、トランス 、チョークコイ
ル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が
高いこと。 低保磁力であること。 低磁歪で
あること。 薄い形状が得やすいこと。 また、磁気ヘッドに対しては、前記〜に記載の特性
の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要求される。 硬度が高いこと。 従って軟磁性合金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。
ル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が
高いこと。 低保磁力であること。 低磁歪で
あること。 薄い形状が得やすいこと。 また、磁気ヘッドに対しては、前記〜に記載の特性
の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要求される。 硬度が高いこと。 従って軟磁性合金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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかるに、トランス、
チョークコイルの場合、電子機器の小型化に伴い、より
一層の小型化が必要であるため、より高性能の磁性材料
が望まれている。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、よ
り好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材料が望まれてい
る。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（１.１Ｔ：テ
スラ）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８
ＫＧ（０.８Ｔ）と低い欠点があり、けい素鋼（Ｆｅ-Ｓ
ｉ系合金）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。
チョークコイルの場合、電子機器の小型化に伴い、より
一層の小型化が必要であるため、より高性能の磁性材料
が望まれている。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、よ
り好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材料が望まれてい
る。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（１.１Ｔ：テ
スラ）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８
ＫＧ（０.８Ｔ）と低い欠点があり、けい素鋼（Ｆｅ-Ｓ
ｉ系合金）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。
【０００４】一方、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ（１
Ｔ）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、１５ＫＧ（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である。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。従って前述の如く高飽和磁束密度と優れた軟磁
気特性を兼備することは難しい。
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ（１
Ｔ）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、１５ＫＧ（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である。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。従って前述の如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。
【０００５】また、従来、高飽和磁束密度を有し、低鉄
損のトランス用合金として、特開平１ー２４２７５７号
公報に開示されているように、 一般式（Ｆｅ 1-a Ｍ1 a）100-k-l-m-n Ｃｕ k Ｓｉ l
Ｂ m Ｍ2 n （ただし、Ｍ1はＣｏおよび／またはＮｉであり、Ｍ2は
Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴｉからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、a，k，l，m，n はそれぞれ原子％で、０≦a≦０.
３、０.１≦k≦３、０≦l≦１７、４≦m≦１７、１０≦
l＋m≦２８、０.１≦n≦５を満たす。） なる組成を示し、組織の少なくとも５０％が微細な結晶
粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平
均が１０００オングストローム以下の平均粒径を有する
合金が知られている。
損のトランス用合金として、特開平１ー２４２７５７号
公報に開示されているように、 一般式（Ｆｅ 1-a Ｍ1 a）100-k-l-m-n Ｃｕ k Ｓｉ l
Ｂ m Ｍ2 n （ただし、Ｍ1はＣｏおよび／またはＮｉであり、Ｍ2は
Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴｉからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、a，k，l，m，n はそれぞれ原子％で、０≦a≦０.
３、０.１≦k≦３、０≦l≦１７、４≦m≦１７、１０≦
l＋m≦２８、０.１≦n≦５を満たす。） なる組成を示し、組織の少なくとも５０％が微細な結晶
粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平
均が１０００オングストローム以下の平均粒径を有する
合金が知られている。
【０００６】前述の微細結晶合金は、特公平４ー４３９
３号公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示
されているような、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系の非晶質合金を出発
材料として開発されたものである。Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系合金
において、組織を非晶質化する元素はＳｉとＢであり、
実用上十分な熱安定性を備えた合金のＦｅ含有量は７０
〜８０原子％である。この非晶質合金は、従来のＦｅ-
Ｓｉ系合金よりも優れた軟磁気特性を有しているもので
あった。前記の特許出願に係る微細結晶合金は、Ｆｅ-
Ｓｉ-Ｂ合金にＣｕと元素Ｍを添加したＦｅ-Ｍ1-Ｃｕ-
Ｓｉ-Ｂ-Ｍ3系のものであり、ここで元素Ｍ3 はＮｂ，
Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏから選択される少な
くとも１種の元素である。この系の合金において、Ｃｕ
を含有させることは必須の条件であり、Ｃｕの添加によ
り、非晶質中に揺らぎを生じさせて微細結晶粒を生成さ
せ、組織を微細化することができるとされている。ま
た、Ｃｕを含有させない場合は、結晶粒を微細化するこ
とは難しく、化合物相が生成され易くなって磁気特性が
劣化することが前述の特許公報に記載されている。
３号公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示
されているような、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系の非晶質合金を出発
材料として開発されたものである。Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系合金
において、組織を非晶質化する元素はＳｉとＢであり、
実用上十分な熱安定性を備えた合金のＦｅ含有量は７０
〜８０原子％である。この非晶質合金は、従来のＦｅ-
Ｓｉ系合金よりも優れた軟磁気特性を有しているもので
あった。前記の特許出願に係る微細結晶合金は、Ｆｅ-
Ｓｉ-Ｂ合金にＣｕと元素Ｍを添加したＦｅ-Ｍ1-Ｃｕ-
Ｓｉ-Ｂ-Ｍ3系のものであり、ここで元素Ｍ3 はＮｂ，
Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏから選択される少な
くとも１種の元素である。この系の合金において、Ｃｕ
を含有させることは必須の条件であり、Ｃｕの添加によ
り、非晶質中に揺らぎを生じさせて微細結晶粒を生成さ
せ、組織を微細化することができるとされている。ま
た、Ｃｕを含有させない場合は、結晶粒を微細化するこ
とは難しく、化合物相が生成され易くなって磁気特性が
劣化することが前述の特許公報に記載されている。
【０００７】更にこの系の合金においては、ＣｕとＮｂ
との相互作用により結晶粒の成長を抑えることができ
る。従ってＮｂもしくはＣｕの単独添加のみでは、結晶
粒の成長は抑えられないことから、ＮｂとＣｕの複合添
加は必須であるとされている。このことは、日本金属学
会誌第５３巻第２号（１９８９年）の第２４１頁〜第２
４８頁において、先に記載した特許出願の発明者らが発
表した内容において述べられている。なお、前記特公平
４ー４３９３号公報の第２０図の組成図から、この系の
合金においてＳｉ＝０であれば、低磁歪が得られないこ
とがわかり、Ｓｉは磁歪を小さくする効果があるので、
磁歪を小さくするためにはＳｉの添加は必須である。
との相互作用により結晶粒の成長を抑えることができ
る。従ってＮｂもしくはＣｕの単独添加のみでは、結晶
粒の成長は抑えられないことから、ＮｂとＣｕの複合添
加は必須であるとされている。このことは、日本金属学
会誌第５３巻第２号（１９８９年）の第２４１頁〜第２
４８頁において、先に記載した特許出願の発明者らが発
表した内容において述べられている。なお、前記特公平
４ー４３９３号公報の第２０図の組成図から、この系の
合金においてＳｉ＝０であれば、低磁歪が得られないこ
とがわかり、Ｓｉは磁歪を小さくする効果があるので、
磁歪を小さくするためにはＳｉの添加は必須である。
【０００８】このような従来技術に対し本願発明者ら
は、全く異なる観点から、全く異なる成分系の材料を用
いて軟磁性材料の開発を進めており、その中に、前記セ
ンダスト、パーマロイ、けい素鋼などの従来技術に鑑み
て先に特許出願している特公昭６０ー３０７３４号公報
に見られるＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系合金がある。こ
のＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系の合金は、非晶質形成能
力の大きいＺｒを添加しているので、Ｚｒの添加量を少
なくしても非晶質化を図ることができ、Ｆｅの濃度を９
０％以上とすることが可能である。更にＺｒと同様な非
晶質形成元素としてＨｆを用いることができるものであ
った。ところがこの系においてＦｅ濃度が高い合金のキ
ュリー点は、室温付近であるがために、磁心材料として
は実用的な合金ではなかった。
は、全く異なる観点から、全く異なる成分系の材料を用
いて軟磁性材料の開発を進めており、その中に、前記セ
ンダスト、パーマロイ、けい素鋼などの従来技術に鑑み
て先に特許出願している特公昭６０ー３０７３４号公報
に見られるＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系合金がある。こ
のＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系の合金は、非晶質形成能
力の大きいＺｒを添加しているので、Ｚｒの添加量を少
なくしても非晶質化を図ることができ、Ｆｅの濃度を９
０％以上とすることが可能である。更にＺｒと同様な非
晶質形成元素としてＨｆを用いることができるものであ
った。ところがこの系においてＦｅ濃度が高い合金のキ
ュリー点は、室温付近であるがために、磁心材料として
は実用的な合金ではなかった。
【０００９】次に本願発明者らは、Ｆｅ-Ｈｆ系の非晶
質合金を特殊な方法で一部結晶化させることで、平均結
晶粒径１０〜２０ｎｍ程度の微細結晶組織を得ることが
できることを知見し、１９８０年に、「CONFERENCE ON
METALLIC SCIENCE ANDTECHNOLGY BUDAPEST 」の第２１
７頁〜第２２１頁において発表している。この発表時の
技術から鑑みると、Ｆｅ-Ｈｆ系合金においてはＣｕ等
の元素を添加しなくとも組織の微細化が起こり得ること
が示唆される。このメカニズムについては明らかではな
いが、非晶質合金を作成する場合の急冷状態で既に組織
のゆらぎが存在し、このゆらぎが不均一核生成のサイト
となって均一かつ微細な核が多数生成するものと考えら
れる。
質合金を特殊な方法で一部結晶化させることで、平均結
晶粒径１０〜２０ｎｍ程度の微細結晶組織を得ることが
できることを知見し、１９８０年に、「CONFERENCE ON
METALLIC SCIENCE ANDTECHNOLGY BUDAPEST 」の第２１
７頁〜第２２１頁において発表している。この発表時の
技術から鑑みると、Ｆｅ-Ｈｆ系合金においてはＣｕ等
の元素を添加しなくとも組織の微細化が起こり得ること
が示唆される。このメカニズムについては明らかではな
いが、非晶質合金を作成する場合の急冷状態で既に組織
のゆらぎが存在し、このゆらぎが不均一核生成のサイト
となって均一かつ微細な核が多数生成するものと考えら
れる。
【００１０】前述の通り、Ｆｅ-Ｈｆ系の合金は、非晶
質状態では良好な磁気特性を示さない。しかしこの合金
が、非磁性添加元素を必要とせずに微細化することを考
慮すると、Ｆｅ-Ｈｆ系非晶質合金を出発材料とするこ
とで、従来にない高いＦｅ濃度の微細結晶合金が得ら
れ、従って先のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ系の微細結晶合金よりもさ
らに高い飽和磁束密度を持つ新合金の出現が期待され
る。そこで本発明者らが更に研究を進めた結果、粒成長
を抑えるためには、Ｆｅ-Ｍ系微微結晶合金の熱的安定
性を高める必要があり、更に、粒成長の障壁となり得る
熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させることが必要で
あり、そのような観点から非晶質合金の熱的安定性を高
める元素であるＢに着目して研究を進めた結果、Ｆｅ-
Ｍ-Ｂ系の合金を開発するに至っている。
質状態では良好な磁気特性を示さない。しかしこの合金
が、非磁性添加元素を必要とせずに微細化することを考
慮すると、Ｆｅ-Ｈｆ系非晶質合金を出発材料とするこ
とで、従来にない高いＦｅ濃度の微細結晶合金が得ら
れ、従って先のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ系の微細結晶合金よりもさ
らに高い飽和磁束密度を持つ新合金の出現が期待され
る。そこで本発明者らが更に研究を進めた結果、粒成長
を抑えるためには、Ｆｅ-Ｍ系微微結晶合金の熱的安定
性を高める必要があり、更に、粒成長の障壁となり得る
熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させることが必要で
あり、そのような観点から非晶質合金の熱的安定性を高
める元素であるＢに着目して研究を進めた結果、Ｆｅ-
Ｍ-Ｂ系の合金を開発するに至っている。
【００１１】更に本発明者らは、この系の合金の研究を
重ねることにより、先に説明した特公平４ー４３９３号
公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示され
ている、Ｆｅ-Ｍ1-Ｃｕ-Ｓｉ-Ｂ-Ｍ3系の合金では得ら
れない優れた特性を得られることを知見している。即
ち、前記Ｆｅ-Ｍ1-Ｃｕ-Ｓｉ-Ｂ-Ｍ3系の合金は１５０
〜２００℃の加熱処理によって急激に脆くなる性質があ
り、製品になるまでの間に加熱処理を伴うもの、あるい
は、特に熱処理は受けなくとも機械加工に伴って部分的
に前記温度に加熱される工程を伴うもの、例えば、薄帯
を適当な幅と長さに切断してからコイル状に巻回し、熱
処理されて製造されるトランス、ガラス溶着工程を経て
製造される接合型磁気ヘッド、あるいは、薄帯をプレス
打ち抜き加工してから積層し構成される積層型磁気ヘッ
ドなどには適用できない欠点があった。更に、レーザに
よる加工により積層コアを作製する場合、前記合金は１
５０〜２００℃の低い温度で脆くなるためにレーザ加工
による積層コアの作製にもこの合金を適用できない問題
があり、更に前記温度以上で行う温間プレス加工にも適
さない問題がある。
重ねることにより、先に説明した特公平４ー４３９３号
公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示され
ている、Ｆｅ-Ｍ1-Ｃｕ-Ｓｉ-Ｂ-Ｍ3系の合金では得ら
れない優れた特性を得られることを知見している。即
ち、前記Ｆｅ-Ｍ1-Ｃｕ-Ｓｉ-Ｂ-Ｍ3系の合金は１５０
〜２００℃の加熱処理によって急激に脆くなる性質があ
り、製品になるまでの間に加熱処理を伴うもの、あるい
は、特に熱処理は受けなくとも機械加工に伴って部分的
に前記温度に加熱される工程を伴うもの、例えば、薄帯
を適当な幅と長さに切断してからコイル状に巻回し、熱
処理されて製造されるトランス、ガラス溶着工程を経て
製造される接合型磁気ヘッド、あるいは、薄帯をプレス
打ち抜き加工してから積層し構成される積層型磁気ヘッ
ドなどには適用できない欠点があった。更に、レーザに
よる加工により積層コアを作製する場合、前記合金は１
５０〜２００℃の低い温度で脆くなるためにレーザ加工
による積層コアの作製にもこの合金を適用できない問題
があり、更に前記温度以上で行う温間プレス加工にも適
さない問題がある。
【００１２】本発明の目的は、高飽和磁束密度と高透磁
率を兼備し、かつ、高い機械強度と高い熱安定性を併せ
持ち、ガラス溶着時の熱やレーザ加工の熱、あるいは、
切断あるいはプレス加工などの機械加工の熱に耐えて加
工後も優れた軟磁気特性を発揮できる優れたＦｅ基軟磁
性合金を製造する方法を提供することである。
率を兼備し、かつ、高い機械強度と高い熱安定性を併せ
持ち、ガラス溶着時の熱やレーザ加工の熱、あるいは、
切断あるいはプレス加工などの機械加工の熱に耐えて加
工後も優れた軟磁気特性を発揮できる優れたＦｅ基軟磁
性合金を製造する方法を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は前
記課題を解決するために、Ｆｅと元素ＭとＢからなり、
結晶組織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎ
ｍ以下の体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯
を急冷した後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００
℃以下の熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８
Ｔ以上の飽和磁束密度を有し、次式で示される組成から
なり、前記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施
すことにより結晶組織が生成されることを特徴とするＦ
ｅ基軟磁性合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのいずれかを含み、
組成比b，x，yは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１
２原子％、y＝４〜９原子％なる関係を満足するものと
する。
記課題を解決するために、Ｆｅと元素ＭとＢからなり、
結晶組織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎ
ｍ以下の体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯
を急冷した後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００
℃以下の熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８
Ｔ以上の飽和磁束密度を有し、次式で示される組成から
なり、前記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施
すことにより結晶組織が生成されることを特徴とするＦ
ｅ基軟磁性合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのいずれかを含み、
組成比b，x，yは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１
２原子％、y＝４〜９原子％なる関係を満足するものと
する。
【００１４】請求項２記載の発明は前記課題を解決する
ために、Ｆｅと元素ＭとＢと元素Ｘからなり、結晶組織
の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎｍ以下の
体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯を急冷し
た後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００℃以下の
熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８Ｔ以上の
飽和磁束密度を有し、次式で示される組成からなり、前
記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施すことに
より結晶組織が生成されることを特徴とする。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y Ｘ z ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうちいずれかを含
み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒのうち１種または２種
以上であり、組成比b，x，y，zは、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、z≦５原
子％なる関係を満足するものとする。
ために、Ｆｅと元素ＭとＢと元素Ｘからなり、結晶組織
の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎｍ以下の
体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯を急冷し
た後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００℃以下の
熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８Ｔ以上の
飽和磁束密度を有し、次式で示される組成からなり、前
記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施すことに
より結晶組織が生成されることを特徴とする。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y Ｘ z ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうちいずれかを含
み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒのうち１種または２種
以上であり、組成比b，x，y，zは、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、z≦５原
子％なる関係を満足するものとする。
【００１５】請求項３記載の発明は前記課題を解決する
ために、Ｆｅと元素ＭとＢと元素Ｘ'からなり、結晶組
織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎｍ以下
の体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯を急冷
した後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００℃以下
の熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８Ｔ以上
の飽和磁束密度を有し、次式で示される組成からなり、
前記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施すこと
により結晶組織が生成されることを特徴とするＦｅ基軟
磁性合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y Ｘ' t ただしＭは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのいずれかを含み、
Ｘ’はＳｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち１種または２種以
上であり、組成比b，x，y，tは、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、t≦４原
子％なる関係を満足するものとする。
ために、Ｆｅと元素ＭとＢと元素Ｘ'からなり、結晶組
織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎｍ以下
の体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯を急冷
した後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００℃以下
の熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８Ｔ以上
の飽和磁束密度を有し、次式で示される組成からなり、
前記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施すこと
により結晶組織が生成されることを特徴とするＦｅ基軟
磁性合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y Ｘ' t ただしＭは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのいずれかを含み、
Ｘ’はＳｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち１種または２種以
上であり、組成比b，x，y，tは、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、t≦４原
子％なる関係を満足するものとする。
【００１６】
【００１７】
【００１８】
【００１９】
【００２０】
【００２１】
【００２２】
【００２３】
【００２４】
【作用】本発明に係る組成のＦｅ基軟磁性合金は、合金
溶湯を急冷して非晶質状態の合金薄帯とした場合に最大
歪の値が組成に応じて３００〜５００℃の温度領域まで
低下しない。このことは、本発明に係る合金の薄帯を部
分的に３００〜５００℃の温度に加熱する加工を施した
場合であっても合金薄帯自体が脆くならないことを意味
する。従ってプレス加工などの機械加工あるいはレーザ
加工や切断加工などにより本発明合金からなる薄帯を全
体的または部分的に加熱する処理を行っても本発明合金
の薄帯が脆くならないので、これらの加工を必要とする
トロイダルコアやトランスあるいは積層型磁気ヘッドに
本発明合金の薄帯を適用できる。また、本発明のＦｅ基
軟磁性合金は結晶化後に飽和磁束密度が１.４８Ｔ以上
と高く、透磁率が高い優れた軟磁気特性を発揮する。
溶湯を急冷して非晶質状態の合金薄帯とした場合に最大
歪の値が組成に応じて３００〜５００℃の温度領域まで
低下しない。このことは、本発明に係る合金の薄帯を部
分的に３００〜５００℃の温度に加熱する加工を施した
場合であっても合金薄帯自体が脆くならないことを意味
する。従ってプレス加工などの機械加工あるいはレーザ
加工や切断加工などにより本発明合金からなる薄帯を全
体的または部分的に加熱する処理を行っても本発明合金
の薄帯が脆くならないので、これらの加工を必要とする
トロイダルコアやトランスあるいは積層型磁気ヘッドに
本発明合金の薄帯を適用できる。また、本発明のＦｅ基
軟磁性合金は結晶化後に飽和磁束密度が１.４８Ｔ以上
と高く、透磁率が高い優れた軟磁気特性を発揮する。
【００２５】以下本発明について更に詳細に説明する。
本合金の第１の例として、Ｆｅ b Ｂ x Ｍ yの組成式で
示され、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうちいずれかを含
み、組成比b，x，yは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５
〜１２原子％、y＝４〜９原子％の関係を満足するもの
を用いることができる。本合金の第２の例として、（Ｆ
ｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ yの組成式で示され、Ｚは、Ｎ
ｉ，Ｃｏのうち１種または２種を示し、組成比a，b，
x，yは、a≦ ０.２、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜
１２原子％、y＝４〜９原子％の関係を満足するものを
用いることができる。
本合金の第１の例として、Ｆｅ b Ｂ x Ｍ yの組成式で
示され、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうちいずれかを含
み、組成比b，x，yは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５
〜１２原子％、y＝４〜９原子％の関係を満足するもの
を用いることができる。本合金の第２の例として、（Ｆ
ｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ yの組成式で示され、Ｚは、Ｎ
ｉ，Ｃｏのうち１種または２種を示し、組成比a，b，
x，yは、a≦ ０.２、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜
１２原子％、y＝４〜９原子％の関係を満足するものを
用いることができる。
【００２６】本合金の第３の例として、Ｆｅ b Ｂ x Ｍ
y Ｘ zの組成式で示され、Ｘ はＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉ
ｒのうち１種または２種以上であり、組成比b，x，y，z
は、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝
４〜９原子％、z≦５原 子％の関係を満足するものを用
いることができる。本発明合金の第４の例として、（Ｆ
ｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ y Ｘ zの組成式で示され、組
成比a，b，x，y，zは、a≦０.１、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、z≦５原
子％の関係を満足するものを用いることができる。
y Ｘ zの組成式で示され、Ｘ はＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉ
ｒのうち１種または２種以上であり、組成比b，x，y，z
は、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝
４〜９原子％、z≦５原 子％の関係を満足するものを用
いることができる。本発明合金の第４の例として、（Ｆ
ｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ y Ｘ zの組成式で示され、組
成比a，b，x，y，zは、a≦０.１、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、z≦５原
子％の関係を満足するものを用いることができる。
【００２７】本合金の第５の例として、Ｆｅ b Ｂ x Ｍ
y Ｘ' tなる組成式で示され、Ｘ’はＳｉ，Ａｌ，Ｇ
ｅ，Ｇａのうち１種または２種以上であり、組成比b，
x，y，tは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１８原子
％、y＝４〜９原子％、t≦ ４原子％の関係を満足する
ものを用いることができる。本合金の第６の例として、
（Ｆｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ yＸ' tの組成式 で示さ
れ、組成比a，b，x，y，tは、a≦０.２、b＝７５〜９３
原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、t≦
４原子％の関係を満足するものを用いることができる。
y Ｘ' tなる組成式で示され、Ｘ’はＳｉ，Ａｌ，Ｇ
ｅ，Ｇａのうち１種または２種以上であり、組成比b，
x，y，tは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１８原子
％、y＝４〜９原子％、t≦ ４原子％の関係を満足する
ものを用いることができる。本合金の第６の例として、
（Ｆｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ yＸ' tの組成式 で示さ
れ、組成比a，b，x，y，tは、a≦０.２、b＝７５〜９３
原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、t≦
４原子％の関係を満足するものを用いることができる。
【００２８】本合金の第７の例として、Ｆｅ b Ｂ x Ｍ
y Ｘz Ｘ' tの組成式で示され、組成比b，x，y，z，t
は、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝
４〜９原子％、z≦５原子％、t≦４原子％の関係を満
足するものを用いることができる。本合金の第８の例と
して、（Ｆｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ y Ｘz Ｘ' tの組成
式で示され、組成比a，b，x，y，z，tは、a≦０.２、b
＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜
９原子％、z≦５原子％、t＝≦４原子％の関係を満足す
るものを用いることができる。
y Ｘz Ｘ' tの組成式で示され、組成比b，x，y，z，t
は、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝
４〜９原子％、z≦５原子％、t≦４原子％の関係を満
足するものを用いることができる。本合金の第８の例と
して、（Ｆｅ 1-a Ｚ a）b Ｂ x Ｍ y Ｘz Ｘ' tの組成
式で示され、組成比a，b，x，y，z，tは、a≦０.２、b
＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜
９原子％、z≦５原子％、t＝≦４原子％の関係を満足す
るものを用いることができる。
【００２９】次に、前記各組成の軟磁性合金において、
前記の組成とすることが好ましい理由を説明する。前記
組成の合金にはＢが必ず添加されている。Ｂには、軟磁
性合金の非晶質形成能を高める効果、および熱処理工程
において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑
制する効果があると考えられ、このためＢ添加は必須で
ある。本来、α-Ｆｅに対してＺｒ、Ｈｆはほとんど固
溶しないが、前記組成の合金の全体を急冷して非晶質化
することで、ＺｒとＨｆを過飽和に固溶させ、この後に
施す熱処理によりこれら元素の固溶量を調節して一部結
晶化し、微細結晶相として析出させることで、得られる
軟磁性合金の軟磁気特性を向上させ、薄帯の磁歪を小さ
くできる。また、微結晶相を析出させ、その微結晶相の
結晶粒の粗大化を抑制するには、結晶粒成長の障害とな
り得る非晶質相を粒界に残存させることが必要であると
考えられる。更に、この粒界非晶質相は、熱処理温度の
上昇によってα-Ｆｅから排出されるＺｒ，Ｈｆ，Ｎｂ
等のＭ元素を固溶することで、軟磁性を劣化させるＦｅ
-Ｍ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よってＦ
ｅ-Ｚｒ（Ｈｆ）系の合金にＢを添加することが重要と
なる。
前記の組成とすることが好ましい理由を説明する。前記
組成の合金にはＢが必ず添加されている。Ｂには、軟磁
性合金の非晶質形成能を高める効果、および熱処理工程
において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑
制する効果があると考えられ、このためＢ添加は必須で
ある。本来、α-Ｆｅに対してＺｒ、Ｈｆはほとんど固
溶しないが、前記組成の合金の全体を急冷して非晶質化
することで、ＺｒとＨｆを過飽和に固溶させ、この後に
施す熱処理によりこれら元素の固溶量を調節して一部結
晶化し、微細結晶相として析出させることで、得られる
軟磁性合金の軟磁気特性を向上させ、薄帯の磁歪を小さ
くできる。また、微結晶相を析出させ、その微結晶相の
結晶粒の粗大化を抑制するには、結晶粒成長の障害とな
り得る非晶質相を粒界に残存させることが必要であると
考えられる。更に、この粒界非晶質相は、熱処理温度の
上昇によってα-Ｆｅから排出されるＺｒ，Ｈｆ，Ｎｂ
等のＭ元素を固溶することで、軟磁性を劣化させるＦｅ
-Ｍ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よってＦ
ｅ-Ｚｒ（Ｈｆ）系の合金にＢを添加することが重要と
なる。
【００３０】Ｂ量のXが、０.５原子％より小さい場合、
粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加効果が
得られない。また、Xが１２原子％を超えるとＢ-Ｍ系お
よびＦｅ-Ｂ系のほう化物の生成傾向が強くなり、この
結果、微細結晶組織を得るための熱処理条件が制約さ
れ、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このＢの含有
量は、１.５Ｔ以上の高飽和磁束密度を得るためには１
０原子％以下であることが好ましいが、Ｂ量を１０〜１
８原子％の範囲とすると合金の電気抵抗を増加させるこ
とができ、高周波での渦電流損失を低減できるので、１
０〜１８原子％の範囲としても良い。このように適切な
量のＢを添加することで析出する微細結晶相の平均結晶
粒径が３０ｎｍ以下になる。
粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加効果が
得られない。また、Xが１２原子％を超えるとＢ-Ｍ系お
よびＦｅ-Ｂ系のほう化物の生成傾向が強くなり、この
結果、微細結晶組織を得るための熱処理条件が制約さ
れ、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このＢの含有
量は、１.５Ｔ以上の高飽和磁束密度を得るためには１
０原子％以下であることが好ましいが、Ｂ量を１０〜１
８原子％の範囲とすると合金の電気抵抗を増加させるこ
とができ、高周波での渦電流損失を低減できるので、１
０〜１８原子％の範囲としても良い。このように適切な
量のＢを添加することで析出する微細結晶相の平均結晶
粒径が３０ｎｍ以下になる。
【００３１】前記第１〜第８の例の軟磁性合金の組成式
において、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形
成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを含む必要
がある。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂはそれらの一部を他の
４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗと
置換することができる。本発明の合金において、Ｍ元素
は、比較的遅い拡散種であり、Ｍ元素の添加は微細結晶
核の成長速度を小さくする効果を持つと考えられ、組織
の微細化に不可欠である。しかし、Ｍ元素の添加量Yが
４原子％より小さくになると、核成長速度を小さくする
効果が失われ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟
磁性が得られない。Ｆｅ-Ｈｆ-Ｂ系合金の場合、Ｈｆ＝
５原子％での平均結晶粒径は１３ｎｍであるのに対して
Ｈｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗大化する。Y量が９原
子％を超えると、Ｍ-Ｂ系またはＦｅ-Ｍ系の化合物の生
成傾向が大きくなり、良好な特性が得られないほか、液
体急冷後のテープ状合金が脆化し、所定のコア形状に加
工することが困難となる。よって、Yの範囲を４〜９原
子％とした。
において、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形
成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを含む必要
がある。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂはそれらの一部を他の
４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗと
置換することができる。本発明の合金において、Ｍ元素
は、比較的遅い拡散種であり、Ｍ元素の添加は微細結晶
核の成長速度を小さくする効果を持つと考えられ、組織
の微細化に不可欠である。しかし、Ｍ元素の添加量Yが
４原子％より小さくになると、核成長速度を小さくする
効果が失われ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟
磁性が得られない。Ｆｅ-Ｈｆ-Ｂ系合金の場合、Ｈｆ＝
５原子％での平均結晶粒径は１３ｎｍであるのに対して
Ｈｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗大化する。Y量が９原
子％を超えると、Ｍ-Ｂ系またはＦｅ-Ｍ系の化合物の生
成傾向が大きくなり、良好な特性が得られないほか、液
体急冷後のテープ状合金が脆化し、所定のコア形状に加
工することが困難となる。よって、Yの範囲を４〜９原
子％とした。
【００３２】前記第２、４、６、８の例の軟磁性合金の
組成式において、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ量のｂは、９３原子
％以下である。これは、ｂが９３原子％を超えると液体
急冷法によって非晶質単相を得ることが困難になり、こ
の結果、熱処理してから得られる合金の組織が不均一に
なるため高い透磁率が得られないためである。また、飽
和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが７５原子
％以上であることがより好ましいのでｂを７５〜９３原
子％とした。
組成式において、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ量のｂは、９３原子
％以下である。これは、ｂが９３原子％を超えると液体
急冷法によって非晶質単相を得ることが困難になり、こ
の結果、熱処理してから得られる合金の組織が不均一に
なるため高い透磁率が得られないためである。また、飽
和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが７５原子
％以上であることがより好ましいのでｂを７５〜９３原
子％とした。
【００３３】前記添加元素の中でもＮｂとＭｏは、酸化
物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定
であり、製造時に酸化しずらいものである。よってこれ
らの元素を添加している場合は、製造条件が容易で安価
に製造することができ、また、コストの面でも有利であ
る。これらの元素を添加して前記軟磁性合金を製造する
場合に、具体的には、溶湯を急冷する際に使用するるつ
ぼのノズルの先端部に、不活性ガスを部分的に供給しつ
つ大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造すること
ができる。
物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定
であり、製造時に酸化しずらいものである。よってこれ
らの元素を添加している場合は、製造条件が容易で安価
に製造することができ、また、コストの面でも有利であ
る。これらの元素を添加して前記軟磁性合金を製造する
場合に、具体的には、溶湯を急冷する際に使用するるつ
ぼのノズルの先端部に、不活性ガスを部分的に供給しつ
つ大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造すること
ができる。
【００３４】以上、本発明に係る合金元素の限定理由を
説明したが、これらの元素以外でも耐食性を改善するた
めに、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒなどの白金族元素を添加
することも可能である。これらの元素は５原子％よりも
多く添加すると、飽和磁束密度の劣化が著しくなるた
め、添加量は５原子％以下に抑える必要がある。また、
必要に応じて、Ｙ、希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉ
ｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔ
ｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添
加することで合金の磁歪を調整することもできる。その
他、前記合金において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的不
純物については所望の特性が劣化しない程度に含有して
いても本発明で用いる軟磁性合金の組成と同一とみなす
ことができるのは勿論である。
説明したが、これらの元素以外でも耐食性を改善するた
めに、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒなどの白金族元素を添加
することも可能である。これらの元素は５原子％よりも
多く添加すると、飽和磁束密度の劣化が著しくなるた
め、添加量は５原子％以下に抑える必要がある。また、
必要に応じて、Ｙ、希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉ
ｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔ
ｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添
加することで合金の磁歪を調整することもできる。その
他、前記合金において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的不
純物については所望の特性が劣化しない程度に含有して
いても本発明で用いる軟磁性合金の組成と同一とみなす
ことができるのは勿論である。
【００３５】前記合金を製造するには、前記組成になる
ように合金原料を混合して溶解し合金溶湯を得た後、回
転している銅製などの金属ロールに溶湯を噴出して急冷
する液体急冷法を実施する。この液体急冷法により非晶
質状態のリボン状の薄帯を得ることができる。この薄帯
を得たならば、これを必要な長さや幅に切断するか、所
望の形状に打ち抜き加工してトランス用、磁気ヘッド用
などとして使用することができる。
ように合金原料を混合して溶解し合金溶湯を得た後、回
転している銅製などの金属ロールに溶湯を噴出して急冷
する液体急冷法を実施する。この液体急冷法により非晶
質状態のリボン状の薄帯を得ることができる。この薄帯
を得たならば、これを必要な長さや幅に切断するか、所
望の形状に打ち抜き加工してトランス用、磁気ヘッド用
などとして使用することができる。
【００３６】そして、加工を施した薄帯に対し、５００
〜７００℃で加熱した後に冷却する熱処理を施すことが
好ましい。この熱処理により非晶質相の中に微細結晶相
が析出して磁気特性が向上する。
〜７００℃で加熱した後に冷却する熱処理を施すことが
好ましい。この熱処理により非晶質相の中に微細結晶相
が析出して磁気特性が向上する。
【００３７】次に前記組成の合金の薄帯を用いてトラン
スのコアを製造する場合の例について説明する。前記組
成の合金の薄帯を用意したならば、この薄帯を図１
（ａ）に示すような巻枠１に巻き付けておき、この巻枠
１から薄帯２を繰り出しつつローラ状のカッターなどの
切断装置３で所定の幅の複数の薄帯４に切断し、他の巻
枠５に巻き取る。この例では１つの薄帯２から３本の薄
帯４に切断するので、図１（ｂ）に示すような状態とな
る。この工程において、長尺の薄帯２を連続切断する
と、切断装置３のカッター部分は加熱状態となり、薄帯
２の切断部分では部分的に２００〜３００℃程度の温度
に加熱されるが、前記組成の合金は２００〜３００℃の
温度域では脆くならないので切断の際に薄帯を傷めるこ
とはない。
スのコアを製造する場合の例について説明する。前記組
成の合金の薄帯を用意したならば、この薄帯を図１
（ａ）に示すような巻枠１に巻き付けておき、この巻枠
１から薄帯２を繰り出しつつローラ状のカッターなどの
切断装置３で所定の幅の複数の薄帯４に切断し、他の巻
枠５に巻き取る。この例では１つの薄帯２から３本の薄
帯４に切断するので、図１（ｂ）に示すような状態とな
る。この工程において、長尺の薄帯２を連続切断する
と、切断装置３のカッター部分は加熱状態となり、薄帯
２の切断部分では部分的に２００〜３００℃程度の温度
に加熱されるが、前記組成の合金は２００〜３００℃の
温度域では脆くならないので切断の際に薄帯を傷めるこ
とはない。
【００３８】次に、前記薄帯４を図２（ａ）あるいは図
２（ｂ）に示すように巻枠５から取り出して絶縁テープ
とともにロール状に巻き付けて磁心本体（トロイダルコ
ア本体）６を形成する。ここで用いる絶縁テープは、高
電圧駆動時の層間における絶縁破壊を防止し、また、渦
電流損失を小さくして発熱を抑えるなどの目的で設けら
れ、樹脂系皮膜や樹脂テープ、無機質系材料皮膜や無機
質材料製テープあるいは水ガラス中にアルミナやマグネ
シア、窒化ほう素、珪砂、石英などの無機質系粒子を分
散させたもの、あるいは、これらの無機質系粒子を樹脂
テープにコーティングしたり、コーティング後に必要に
応じて焼き付けたたものなどが適宜用いられる。絶縁テ
ープを構成する樹脂材料として、アルキド樹脂を有機溶
剤に溶解した溶剤型ワニステープ、スチレンモノマと不
飽和ポリエステル樹脂からなる無溶剤型ワニスのテー
プ、アクリル系樹脂、ポリエステル系樹脂、エポキシエ
ステル系樹脂などを例示することができる。なお、前記
薄帯４と絶縁テープを同時に巻き付ける代わりに、絶縁
層を薄帯４に被覆してから巻き付け加工しても良い。前
記絶縁層を薄帯４に被覆するには、例えば薄帯４の表面
に、電気泳動法で無機質粒子を付着させる方法、あるい
は、溶射により被覆する方法、スパッタや真空蒸着によ
り無機質層を被覆する方法などを適宜用いることができ
る。また、珪砂、石英などを単独であるいは混合して樹
脂中に注入して絶縁層２を製造することもできる。
２（ｂ）に示すように巻枠５から取り出して絶縁テープ
とともにロール状に巻き付けて磁心本体（トロイダルコ
ア本体）６を形成する。ここで用いる絶縁テープは、高
電圧駆動時の層間における絶縁破壊を防止し、また、渦
電流損失を小さくして発熱を抑えるなどの目的で設けら
れ、樹脂系皮膜や樹脂テープ、無機質系材料皮膜や無機
質材料製テープあるいは水ガラス中にアルミナやマグネ
シア、窒化ほう素、珪砂、石英などの無機質系粒子を分
散させたもの、あるいは、これらの無機質系粒子を樹脂
テープにコーティングしたり、コーティング後に必要に
応じて焼き付けたたものなどが適宜用いられる。絶縁テ
ープを構成する樹脂材料として、アルキド樹脂を有機溶
剤に溶解した溶剤型ワニステープ、スチレンモノマと不
飽和ポリエステル樹脂からなる無溶剤型ワニスのテー
プ、アクリル系樹脂、ポリエステル系樹脂、エポキシエ
ステル系樹脂などを例示することができる。なお、前記
薄帯４と絶縁テープを同時に巻き付ける代わりに、絶縁
層を薄帯４に被覆してから巻き付け加工しても良い。前
記絶縁層を薄帯４に被覆するには、例えば薄帯４の表面
に、電気泳動法で無機質粒子を付着させる方法、あるい
は、溶射により被覆する方法、スパッタや真空蒸着によ
り無機質層を被覆する方法などを適宜用いることができ
る。また、珪砂、石英などを単独であるいは混合して樹
脂中に注入して絶縁層２を製造することもできる。
【００３９】磁心本体６を形成したならば、この磁心本
体６を図３に示すような加熱炉７に挿入して５００〜７
００℃に温度に加熱し、薄帯４の内部に微細結晶相を生
成させる。この熱処理により薄帯を構成する軟磁性合金
の軟磁気特性が向上するとともに、硬度が高くなる。
体６を図３に示すような加熱炉７に挿入して５００〜７
００℃に温度に加熱し、薄帯４の内部に微細結晶相を生
成させる。この熱処理により薄帯を構成する軟磁性合金
の軟磁気特性が向上するとともに、硬度が高くなる。
【００４０】次いで磁心本体６を図４（ａ）に示すよう
に樹脂液９に浸漬させて樹脂被覆１０を形成し、図５に
示すように巻線１１を巻き付けることで図５に示すトロ
イダルコア（積層磁心）１２を得ることができる。ま
た、前記の工程において、樹脂被覆を行う代わりに、図
４（ｂ）に示すように磁心本体６を収納容器１４と蓋体
１５からなる収納ケースに挿入し、その後に巻線加工を
施してトロイダルコアを製造しても良い。
に樹脂液９に浸漬させて樹脂被覆１０を形成し、図５に
示すように巻線１１を巻き付けることで図５に示すトロ
イダルコア（積層磁心）１２を得ることができる。ま
た、前記の工程において、樹脂被覆を行う代わりに、図
４（ｂ）に示すように磁心本体６を収納容器１４と蓋体
１５からなる収納ケースに挿入し、その後に巻線加工を
施してトロイダルコアを製造しても良い。
【００４１】以上説明したような工程を経てトロイダル
コア１２を製造する場合、製造途中の工程において切断
加工のように薄帯２に部分的に熱が加わる工程があった
としても前記組成の合金薄帯であるならば、脆化により
薄帯を損傷させることなくトロイダルコア１２を製造で
きる。このように得られたトロイダルコア１２は、前記
組成の軟磁性合金を主体として構成されているので、
１.３〜１.６４Ｔ（テスラ）程度の極めて優れた飽和磁
束密度を発揮し、１００ｋＨｚ程度の高周波域における
コアロスが少なくなり、発熱が少なく特性劣化を生じな
いものとなる。よって、トロイダルコア１２の小型軽量
化に寄与する。
コア１２を製造する場合、製造途中の工程において切断
加工のように薄帯２に部分的に熱が加わる工程があった
としても前記組成の合金薄帯であるならば、脆化により
薄帯を損傷させることなくトロイダルコア１２を製造で
きる。このように得られたトロイダルコア１２は、前記
組成の軟磁性合金を主体として構成されているので、
１.３〜１.６４Ｔ（テスラ）程度の極めて優れた飽和磁
束密度を発揮し、１００ｋＨｚ程度の高周波域における
コアロスが少なくなり、発熱が少なく特性劣化を生じな
いものとなる。よって、トロイダルコア１２の小型軽量
化に寄与する。
【００４２】なお、先の例では薄帯４を巻き付けること
によりトロイダルコア１２を製造したが、薄帯４からリ
ングを打ち抜き加工により製造し、このリングを積層し
て積層磁心を形成しても良い。即ち、薄帯４から打ち抜
き加工によりリングを複数枚形成し、これらのリングの
間に絶縁層を介在させた状態で積層することで積層磁心
を形成することができる。ここでの絶縁層を構成する材
料は先に説明した絶縁層を構成するものと同等のものを
用いることができる。この例の構造の積層磁心にあって
も優れた軟磁気特性を示すリングを積層して構成されて
いるので、優れた軟磁気特性と少ないコアロスを示し、
磁心の小型軽量化に寄与する。
によりトロイダルコア１２を製造したが、薄帯４からリ
ングを打ち抜き加工により製造し、このリングを積層し
て積層磁心を形成しても良い。即ち、薄帯４から打ち抜
き加工によりリングを複数枚形成し、これらのリングの
間に絶縁層を介在させた状態で積層することで積層磁心
を形成することができる。ここでの絶縁層を構成する材
料は先に説明した絶縁層を構成するものと同等のものを
用いることができる。この例の構造の積層磁心にあって
も優れた軟磁気特性を示すリングを積層して構成されて
いるので、優れた軟磁気特性と少ないコアロスを示し、
磁心の小型軽量化に寄与する。
【００４３】
【実施例】回転している銅製のロール上に配置されたノ
ズルから種々の組成の合金溶湯をＡｒガスの圧力により
ロール表面に噴出させ、急冷して厚さ２０〜２３μｍの
合金薄帯を複数得た。得られた合金薄帯試料は、Ｆｅ90
Ｚｒ7Ｂ3なる組成（厚さ２０μｍ）と、Ｆｅ94Ｎｂ7Ｂ9
なる組成（厚さ２２μｍ）と、Ｆｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ9Ｎ
ｂ3Ｃｕ1なる組成（厚さ２１μｍ）のものである。続い
て各試料において、薄帯を種々の温度でアニール処理
し、その後、曲げ試験を行い、最大歪を測定した。曲げ
試験は、２本のロッドと薄帯試料を用い、２本のロッド
の先端部の間にロッドと平行に配置した薄帯を挟み、２
本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に折り曲げる
ものとし、このように山状に折り曲げていった場合に薄
帯が折れて切れたときのロッドの端面間の幅をＬとし、
薄帯の厚さをｔとした場合に、ｔ／（Ｌ−ｔ）の値を最
大歪（λｆ）と定義することにした。その結果を図６に
示す。
ズルから種々の組成の合金溶湯をＡｒガスの圧力により
ロール表面に噴出させ、急冷して厚さ２０〜２３μｍの
合金薄帯を複数得た。得られた合金薄帯試料は、Ｆｅ90
Ｚｒ7Ｂ3なる組成（厚さ２０μｍ）と、Ｆｅ94Ｎｂ7Ｂ9
なる組成（厚さ２２μｍ）と、Ｆｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ9Ｎ
ｂ3Ｃｕ1なる組成（厚さ２１μｍ）のものである。続い
て各試料において、薄帯を種々の温度でアニール処理
し、その後、曲げ試験を行い、最大歪を測定した。曲げ
試験は、２本のロッドと薄帯試料を用い、２本のロッド
の先端部の間にロッドと平行に配置した薄帯を挟み、２
本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に折り曲げる
ものとし、このように山状に折り曲げていった場合に薄
帯が折れて切れたときのロッドの端面間の幅をＬとし、
薄帯の厚さをｔとした場合に、ｔ／（Ｌ−ｔ）の値を最
大歪（λｆ）と定義することにした。その結果を図６に
示す。
【００４４】図６において最大歪（λｆ）が１の試料
は、２本のロッドが折り曲げられた薄帯を介して接触す
るまで薄帯が切れずに折れ曲がったことを意味し、それ
より値が低下した場合は、山状に折り曲げている途中で
薄帯が折れて切れたことを意味する。図６に示す結果か
ら、本発明に係るＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3とＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる
組成の軟磁性合金試料は、最大歪の低下し始める温度が
３８０〜５００℃の温度であるので、４００〜５００℃
のアニール処理後でも脆くなりにくいことを意味し、Ｆ
ｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ9Ｎｂ3Ｃｕ1なる組成の比較例合金試
料は１００〜２００℃のアニール処理で極めて脆くなる
ことが明らかになった。
は、２本のロッドが折り曲げられた薄帯を介して接触す
るまで薄帯が切れずに折れ曲がったことを意味し、それ
より値が低下した場合は、山状に折り曲げている途中で
薄帯が折れて切れたことを意味する。図６に示す結果か
ら、本発明に係るＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3とＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる
組成の軟磁性合金試料は、最大歪の低下し始める温度が
３８０〜５００℃の温度であるので、４００〜５００℃
のアニール処理後でも脆くなりにくいことを意味し、Ｆ
ｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ9Ｎｂ3Ｃｕ1なる組成の比較例合金試
料は１００〜２００℃のアニール処理で極めて脆くなる
ことが明らかになった。
【００４５】図７はＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の試料の最
大歪と硬度（Ｈｖ）のアニール温度依存性を測定した結
果を示すものである。図７に示す結果から、この組成の
合金試料は約４５０℃以上の熱処理を行うことで硬度が
向上し始め、最大歪が低下し始めるので、製造工程の途
中において、４５０℃以下の温度で加工されることがあ
っても脆くならないことが明らかである。
大歪と硬度（Ｈｖ）のアニール温度依存性を測定した結
果を示すものである。図７に示す結果から、この組成の
合金試料は約４５０℃以上の熱処理を行うことで硬度が
向上し始め、最大歪が低下し始めるので、製造工程の途
中において、４５０℃以下の温度で加工されることがあ
っても脆くならないことが明らかである。
【００４６】図８は図７で用いた試料の結晶化開始温度
を示すものである。この図に示す結果から、As-Quenche
d（急冷後未熱処理）状態の試料と４５０℃で１時間熱
処理した試料と４７０℃で１時間熱処理した試料のいず
れの試料であっても約５５０℃の温度に加熱することで
ｂｃｃ構造のＦｅの析出による熱放出が見られ、これに
より微細結晶組織に変わることが明らかである。
を示すものである。この図に示す結果から、As-Quenche
d（急冷後未熱処理）状態の試料と４５０℃で１時間熱
処理した試料と４７０℃で１時間熱処理した試料のいず
れの試料であっても約５５０℃の温度に加熱することで
ｂｃｃ構造のＦｅの析出による熱放出が見られ、これに
より微細結晶組織に変わることが明らかである。
【００４７】図９はＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の試料（厚
さ２２μｍ）の最大歪と硬度と比抵抗のアニール温度依
存性を測定した結果を示すものである。図９に示す結果
から、この組成の合金試料は３５０℃以上の熱処理を行
うことで硬度が向上し始め、最大歪が低下し始めるの
で、製造工程の途中において３５０℃以下の温度で加工
されることがあっても脆くならないことが明らかであ
る。
さ２２μｍ）の最大歪と硬度と比抵抗のアニール温度依
存性を測定した結果を示すものである。図９に示す結果
から、この組成の合金試料は３５０℃以上の熱処理を行
うことで硬度が向上し始め、最大歪が低下し始めるの
で、製造工程の途中において３５０℃以下の温度で加工
されることがあっても脆くならないことが明らかであ
る。
【００４８】図１０はＦｅ73.5Ｓｉ13.5Ｂ9Ｎｂ3Ｃｕ1
なる組成の試料（厚さ２１μｍ）の最大歪と硬度と比抵
抗のアニール温度依存性を測定した結果を示すものであ
る。図１０に示す結果から、この組成の合金試料は約１
５０℃以上の熱処理を行うことで硬度が向上し始め、最
大歪が低下し始めるので、製造工程の途中において１５
０〜２５０℃以下の温度で加工されることがあると脆く
なることが明らかである。この系の合金がこのような温
度で脆化するのは、Ｆｅに対する固溶度が著しく低く、
相分離傾向があるＣｕを含んでいるためであると思われ
る。即ち、ＦｅとＣｕを含む合金の場合、非晶質相が不
均一となる傾向がより顕著であるため脆化するものと推
定している。
なる組成の試料（厚さ２１μｍ）の最大歪と硬度と比抵
抗のアニール温度依存性を測定した結果を示すものであ
る。図１０に示す結果から、この組成の合金試料は約１
５０℃以上の熱処理を行うことで硬度が向上し始め、最
大歪が低下し始めるので、製造工程の途中において１５
０〜２５０℃以下の温度で加工されることがあると脆く
なることが明らかである。この系の合金がこのような温
度で脆化するのは、Ｆｅに対する固溶度が著しく低く、
相分離傾向があるＣｕを含んでいるためであると思われ
る。即ち、ＦｅとＣｕを含む合金の場合、非晶質相が不
均一となる傾向がより顕著であるため脆化するものと推
定している。
【００４９】以下の表１に示すような組成になるように
材料を調製し、これをノズル付きのるつぼ内で高周波溶
解して合金溶湯を得、これを高速回転している銅ロール
にノズルから吹き出させて急冷する液体急冷法を実施
し、厚さ１５〜２０μｍの合金薄帯を得た。得られた薄
帯を外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に打ち抜き加工
したものを）６００〜６５０℃で１時間加熱する熱処理
を施し、次いで絶縁紙を貼り付けて絶縁処理した。この
絶縁処理済みの円盤体を２０枚重ねて磁心を形成し、巻
線を施し、凌和電子（株）製の交流磁化試験装置（ＭＭ
Ｓ０３７５）を用いてコアロスを測定した。その結果を
表１に示す。
材料を調製し、これをノズル付きのるつぼ内で高周波溶
解して合金溶湯を得、これを高速回転している銅ロール
にノズルから吹き出させて急冷する液体急冷法を実施
し、厚さ１５〜２０μｍの合金薄帯を得た。得られた薄
帯を外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に打ち抜き加工
したものを）６００〜６５０℃で１時間加熱する熱処理
を施し、次いで絶縁紙を貼り付けて絶縁処理した。この
絶縁処理済みの円盤体を２０枚重ねて磁心を形成し、巻
線を施し、凌和電子（株）製の交流磁化試験装置（ＭＭ
Ｓ０３７５）を用いてコアロスを測定した。その結果を
表１に示す。
【００５０】
【表１】
【００５１】表１に示す結果から明らかなように、本発
明に係る磁心は、１.４〜１.６４テスラ（Ｔ）の範囲の
優れた飽和磁束密度を示し、１００ｋＨｚにおけるコア
ロスも少なく極めて優秀な特性を発揮した。
明に係る磁心は、１.４〜１.６４テスラ（Ｔ）の範囲の
優れた飽和磁束密度を示し、１００ｋＨｚにおけるコア
ロスも少なく極めて優秀な特性を発揮した。
【００５２】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、特別な組
成の軟磁性合金であり、合金溶湯を急冷した後の非晶質
状態の合金薄体が３００℃以下の熱がかけられても最大
歪が１であるので、１００〜３００℃程度の熱が作用す
る加工処理がなされても脆化することがないので、温間
プレスや打ち抜き加工などの機械加工、切断加工が可能
であり、加工後に熱処理しても１.４８Ｔ以上の高い飽
和磁束密度と低いコアロスを示す特徴がある。
成の軟磁性合金であり、合金溶湯を急冷した後の非晶質
状態の合金薄体が３００℃以下の熱がかけられても最大
歪が１であるので、１００〜３００℃程度の熱が作用す
る加工処理がなされても脆化することがないので、温間
プレスや打ち抜き加工などの機械加工、切断加工が可能
であり、加工後に熱処理しても１.４８Ｔ以上の高い飽
和磁束密度と低いコアロスを示す特徴がある。
【００５３】更に、前記特別な組成の軟磁性合金の合金
溶湯から急冷して得た非晶質状態の合金薄体を用いて積
層磁心とするならば、積層磁心を製造する途中の工程に
おいて３００℃以下に加熱されることがあっても、脆化
することがないので、温間プレスや打ち抜き加工などの
機械加工、切断加工などの処理を経てから巻き付け加工
を施して得られる積層磁心を製造しても脆化することな
く、結晶化後に目的の１.４８Ｔ以上の高い飽和磁束密
度と低いコアロスが得られる。よって、本発明により、
高周波域における損失の少ない飽和磁束密度の高い小型
化軽量化した積層磁心を提供できる。
溶湯から急冷して得た非晶質状態の合金薄体を用いて積
層磁心とするならば、積層磁心を製造する途中の工程に
おいて３００℃以下に加熱されることがあっても、脆化
することがないので、温間プレスや打ち抜き加工などの
機械加工、切断加工などの処理を経てから巻き付け加工
を施して得られる積層磁心を製造しても脆化することな
く、結晶化後に目的の１.４８Ｔ以上の高い飽和磁束密
度と低いコアロスが得られる。よって、本発明により、
高周波域における損失の少ない飽和磁束密度の高い小型
化軽量化した積層磁心を提供できる。
【図１】図１（ａ）は本発明に係る合金の薄帯を切断装
置を用いて切断している状態を示す斜視図、図１（ｂ）
は同切断状態の薄帯を示す平面図である。
置を用いて切断している状態を示す斜視図、図１（ｂ）
は同切断状態の薄帯を示す平面図である。
【図２】図２（ａ）は切断後の薄帯を巻き付け加工して
トロイダルコア本体を製造している状態を示す側面図、
図２（ｂ）は同状態を示す説明図である。
トロイダルコア本体を製造している状態を示す側面図、
図２（ｂ）は同状態を示す説明図である。
【図３】前記トロイダルコア本体を熱処理している状態
を示す断面図である。
を示す断面図である。
【図４】図４（ａ）は熱処理後のトロイダルコア本体を
樹脂被覆している状態を説明するための断面図、図４
（ｂ）は熱処理後のトロイダルコア本体をケースに収納
している状態を示す分解斜視図である。
樹脂被覆している状態を説明するための断面図、図４
（ｂ）は熱処理後のトロイダルコア本体をケースに収納
している状態を示す分解斜視図である。
【図５】完成したトロイダルコアの一例を示す斜視図で
ある。
ある。
【図６】本発明に係る合金試料の最大歪とアニール温度
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図７】 本発明に係る合金試料の最大歪と硬度とアニ
ール温度の関係を示す図である。
ール温度の関係を示す図である。
【図８】本発明に係る合金試料の結晶化温度を示す図で
ある。
ある。
【図９】 本発明に係る他の合金試料の最大歪みと硬度
とアニール温度の関係を示す図である。
とアニール温度の関係を示す図である。
【図１０】 比較例の合金試料の最大歪みと硬度とアニ
ール温度の関係を示す図である。
ール温度の関係を示す図である。
２ 薄帯 ３ 切断装置 ４ 薄帯 ６ 磁心本体（トロイダルコア本体） １１ 巻線 １２ トロイダルコア
フロントページの続き (72)発明者 半谷 勝章 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アル プス電気株式会社内 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８−22 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住 宅11−806 (56)参考文献 特開 平３−219058（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−41698（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−247602（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−197650（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−99253（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−80533（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257145（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C22C 38/54 H01F 1/14
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｆｅと元素ＭとＢからなり、結晶組織の
少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎｍ以下の体
心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯を急冷した
後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００℃以下の熱
がかけられても最大歪が１であり、１.４８Ｔ以上の飽
和磁束密度を有し、次式で示される組成からなり、前記
非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施すことによ
り結晶組織が生成されることを特徴とするＦｅ基軟磁性
合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのいずれかを含み、
組成比b，x，yは、b＝７５〜９３原子％、x＝０.５〜１
２原子％、y＝４〜９原子％なる関係を満足するものと
する。 - 【請求項２】 Ｆｅと元素ＭとＢと元素Ｘからなり、結
晶組織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎｍ
以下の体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯を
急冷した後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００℃
以下の熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８Ｔ
以上の飽和磁束密度を有し、次式で示される組成からな
り、前記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施す
により結晶組織が生成されることを特徴とするＦｅ基軟
磁性合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y Ｘ z ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうちいずれかを含
み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒのうち１種または２種
以上であり、組成比b，x，y，zは、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、z≦５原
子％なる関係を満足するものとする。 - 【請求項３】 Ｆｅと元素ＭとＢと元素Ｘ'からなり、
結晶組織の少なくとも５０％以上が平均結晶粒径３０ｎ
ｍ以下の体心立方構造の微細結晶粒からなり、合金溶湯
を急冷した後に得られる非晶質状態の合金薄帯が３００
℃以下の熱がかけられても最大歪が１であり、１.４８
Ｔ以上の飽和磁束密度を有し、次式で示される組成から
なり、前記非晶質状態に５００〜７００℃の熱処理を施
すことにより結晶組織が生成されることを特徴とするＦ
ｅ基軟磁性合金。 Ｆｅ b Ｂ x Ｍ y Ｘ' t ただしＭは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのいずれかを含み、
Ｘ’はＳｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち１種または２種以
上であり、組成比b，x，y，tは、b＝７５〜９３原子
％、x＝０.５〜１２原子％、y＝４〜９原子％、t≦４原
子％なる関係を満足するものとする。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05788994A JP3342767B2 (ja) | 1994-03-28 | 1994-03-28 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
| US08/770,369 US5935347A (en) | 1993-12-28 | 1996-11-29 | FE-base soft magnetic alloy and laminated magnetic core by using the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05788994A JP3342767B2 (ja) | 1994-03-28 | 1994-03-28 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07268566A JPH07268566A (ja) | 1995-10-17 |
| JP3342767B2 true JP3342767B2 (ja) | 2002-11-11 |
Family
ID=13068562
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05788994A Expired - Lifetime JP3342767B2 (ja) | 1993-12-28 | 1994-03-28 | Ｆｅ基軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3342767B2 (ja) |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3315629A1 (en) | 2016-10-31 | 2018-05-02 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| EP3354759A1 (en) | 2017-01-30 | 2018-08-01 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| EP3355321A1 (en) | 2017-01-30 | 2018-08-01 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| EP3511959A2 (en) | 2018-01-12 | 2019-07-17 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| KR20190086359A (ko) | 2018-01-12 | 2019-07-22 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| KR20190086387A (ko) | 2018-01-12 | 2019-07-22 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| KR20190092286A (ko) | 2018-01-30 | 2019-08-07 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| EP3537461A1 (en) | 2018-03-09 | 2019-09-11 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy powder, dust core, and magnetic component |
| KR20190106787A (ko) | 2018-03-09 | 2019-09-18 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 분말, 압분 자심 및 자성 부품 |
| EP3572171A1 (en) | 2018-05-21 | 2019-11-27 | TDK Corporation | Soft magnetic powder, pressed powder body, and magnetic component |
| KR20200115164A (ko) | 2019-03-28 | 2020-10-07 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 금속 분말 및 자성 부품 |
| US10847292B2 (en) | 2017-08-07 | 2020-11-24 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US11328847B2 (en) | 2017-01-30 | 2022-05-10 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US11427896B2 (en) | 2018-01-12 | 2022-08-30 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy ribbon and magnetic device |
| US11739403B2 (en) | 2019-03-28 | 2023-08-29 | Tdk Corporation | Soft magnetic metal powder and magnetic component |
| US11804317B2 (en) | 2019-07-31 | 2023-10-31 | Tdk Corporation | Soft magnetic metal powder and electronic component |
| US11993833B2 (en) | 2019-07-31 | 2024-05-28 | Tdk Corporation | Soft magnetic metal powder comprising a metal oxide covering, and electronic component |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2733230B1 (en) * | 2011-10-03 | 2017-12-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Thin strip of alloy containing initial ultrafine crystals and method for cutting same, and thin strip of nanocrystalline soft-magnetic alloy and magnetic part employing same |
-
1994
- 1994-03-28 JP JP05788994A patent/JP3342767B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3315629A1 (en) | 2016-10-31 | 2018-05-02 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| KR20180048377A (ko) | 2016-10-31 | 2018-05-10 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| US10748688B2 (en) | 2016-10-31 | 2020-08-18 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US11783974B2 (en) | 2017-01-30 | 2023-10-10 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| KR20180089308A (ko) | 2017-01-30 | 2018-08-08 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| KR20180089316A (ko) | 2017-01-30 | 2018-08-08 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| EP3354759A1 (en) | 2017-01-30 | 2018-08-01 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US10535455B2 (en) | 2017-01-30 | 2020-01-14 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| EP3355321A1 (en) | 2017-01-30 | 2018-08-01 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US11328847B2 (en) | 2017-01-30 | 2022-05-10 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US10847292B2 (en) | 2017-08-07 | 2020-11-24 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| US11427896B2 (en) | 2018-01-12 | 2022-08-30 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy ribbon and magnetic device |
| KR20200108402A (ko) | 2018-01-12 | 2020-09-18 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| US11972884B2 (en) | 2018-01-12 | 2024-04-30 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| KR20190086387A (ko) | 2018-01-12 | 2019-07-22 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| KR20190086359A (ko) | 2018-01-12 | 2019-07-22 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| EP3511959A2 (en) | 2018-01-12 | 2019-07-17 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| EP3521457A1 (en) | 2018-01-30 | 2019-08-07 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy and magnetic device |
| KR20190092286A (ko) | 2018-01-30 | 2019-08-07 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 및 자성 부품 |
| US11145448B2 (en) | 2018-03-09 | 2021-10-12 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy powder, dust core, and magnetic component |
| KR20190106788A (ko) | 2018-03-09 | 2019-09-18 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 분말, 압분 자심 및 자성 부품 |
| EP3537461A1 (en) | 2018-03-09 | 2019-09-11 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy powder, dust core, and magnetic component |
| EP3792940A1 (en) | 2018-03-09 | 2021-03-17 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy powder, dust core, and magnetic component |
| US11081266B2 (en) | 2018-03-09 | 2021-08-03 | Tdk Corporation | Soft magnetic alloy powder, dust core, and magnetic component |
| KR20190106787A (ko) | 2018-03-09 | 2019-09-18 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 합금 분말, 압분 자심 및 자성 부품 |
| EP3567611A2 (en) | 2018-03-09 | 2019-11-13 | TDK Corporation | Soft magnetic alloy powder, dust core, and magnetic component |
| EP3572171A1 (en) | 2018-05-21 | 2019-11-27 | TDK Corporation | Soft magnetic powder, pressed powder body, and magnetic component |
| US11894169B2 (en) | 2018-05-21 | 2024-02-06 | Tdk Corporation | Soft magnetic powder, pressed powder body, and magnetic component |
| KR20190132933A (ko) | 2018-05-21 | 2019-11-29 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 분말, 압분체 및 자성 부품 |
| KR20200115164A (ko) | 2019-03-28 | 2020-10-07 | 티디케이가부시기가이샤 | 연자성 금속 분말 및 자성 부품 |
| US11739403B2 (en) | 2019-03-28 | 2023-08-29 | Tdk Corporation | Soft magnetic metal powder and magnetic component |
| US11804317B2 (en) | 2019-07-31 | 2023-10-31 | Tdk Corporation | Soft magnetic metal powder and electronic component |
| US11993833B2 (en) | 2019-07-31 | 2024-05-28 | Tdk Corporation | Soft magnetic metal powder comprising a metal oxide covering, and electronic component |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07268566A (ja) | 1995-10-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3342767B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP5445889B2 (ja) | 軟磁性合金、その製造方法、ならびに磁性部品 | |
| US7935196B2 (en) | Soft magnetic ribbon, magnetic core, magnetic part and process for producing soft magnetic ribbon | |
| US5935347A (en) | FE-base soft magnetic alloy and laminated magnetic core by using the same | |
| JP5316921B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金、およびこれを用いた磁性部品 | |
| JP3233313B2 (ja) | パルス減衰特性に優れたナノ結晶合金の製造方法 | |
| JP3279399B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 | |
| JP2000073148A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP3231149B2 (ja) | ノイズフィルタ | |
| JP3294938B2 (ja) | Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP4310738B2 (ja) | 軟磁性合金並びに磁性部品 | |
| JP2812569B2 (ja) | 低周波トランス | |
| JP2812574B2 (ja) | 低周波トランス | |
| JP2000144349A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JPH05263197A (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP3058675B2 (ja) | 超微結晶磁性合金 | |
| JP3294929B2 (ja) | 積層磁心 | |
| JP2000144347A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金及びその磁歪の調整方法 | |
| JP3159936B2 (ja) | 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP2000160241A (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 | |
| JP2774702B2 (ja) | 軟磁性薄膜およびそれを用いた薄膜磁気ヘッド | |
| JP2835113B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金とその製造方法およびそれを用いた磁性コア | |
| JP2878472B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 | |
| JP3228905B2 (ja) | 低周波トランス | |
| JP2878471B2 (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020806 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080823 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090823 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090823 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100823 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110823 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120823 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130823 Year of fee payment: 11 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |