JP3634286B2 - Ｆｅ基非晶質合金薄帯とそれを用いて製造した鉄心 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電力トランス、高周波トランスなどの巻鉄心に用いられる非晶質合金薄帯に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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−ル法などが知られている。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などから噴出させることにより、溶融金属を急速に凝固させて、薄帯や線を製造するものである。さらに、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製造することができ、磁気的性質あるいは機械的性質に優れた材料を得ることができる。
【０００３】
この非晶質合金は、その優れた特性から、多くの用途における工業材料として有望視されている。その中でも、電力トランスや高周波トランスなどの鉄心材料の用途として、鉄損が低く、かつ、飽和磁束密度や透磁率が高いなどの理由から、Ｆｅ系非晶質合金薄帯、例えば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質合金薄帯が採用されている。
【０００４】
これらの非晶質合金薄帯を用いて巻鉄心トランスあるいは積鉄心トランスを組み立てる場合には、通常、薄帯を多数枚重ね合わせて鉄心とした後、磁気回路方向に直流磁場を印加しながらアニールを施す処理を行う。アニ−ルの目的は、印加磁場方向に磁気異方性を出現させて磁束密度を上げること、および、薄帯内に存在しているひずみを低減させて鉄損を下げることにある。しかし、アニ−ル温度が低い場合には、磁気異方性が生じ難く磁束密度が大きくならないばかりか、ひずみも取り除かれないため鉄損も低くならない。しかし、アニ−ル温度が低い場合にはアニ−ルによって生じる薄帯の脆化は軽減される。
【０００５】
一方、アニ−ル温度が高い場合には、磁束密度が大きくなるとともに、十分にひずみが取り除かれるため鉄損も低減するが、薄帯の脆化が大きくなってしまう。このアニ−ルによって生じる脆化の原因は明確にはなっていないが、急冷凝固によって比較的ランダムに配置していた各原子が局部的な秩序構造をとる結果生じるものと考えられる。
さらに、アニール温度が高すぎる場合には、薄帯が結晶化してしまい、もはや非晶質特有の優れた軟磁気特性が消失してしまう。したがって、鉄心のアニールには最適温度が存在する。
このアニール処理は、鉄心の重量が重く体積が大きくなる程、熱処理炉に挿入後の加熱中、鉄心の各部位に温度むらが生じ易くなる。この温度むらを低減するには、昇温過程および降温過程において十分な時間をかければよいが、時間をかければ、生産性が低下してしまう。
【０００６】
そこで、従来、このアニール工程を改善する方法として、鉄心の内・外周面に断熱材を取り付け、冷却時における鉄心内の温度差を極力低減する方法（特開昭６３−４５３１８号公報）、アニール温度に保定された超耐熱性絶縁油中に鉄心を浸漬する方法（特開昭６０−２５５９３４号公報）、ガラス転移温度以下の適性温度の溶融スズ中に浸漬した後、冷却用流体中に浸漬する方法（特開昭６２−２９４１５４号公報）等が開示されている。
【０００７】
しかし、これらはアニール方法を改善するものであって、薄帯そのものを改善し、鉄心の各部位に温度むらが生じた場合でも、磁気特性の劣化の防止を可能にするものではない。
一方、薄帯を改善する技術としては、特開昭５７−１８５９５７号公報に、Ｂ１〜５原子およびＳｉ４〜１４原子％を含む非晶質合金薄帯に、Ｐを、高価なＢの代替で、１〜１０原子％添加することが開示されている。上記公報記載の薄帯において、Ｐは、Ｂ、Ｓｉ、Ｃと同じく、非晶質形成能を向上させる元素である。
【０００８】
また、特開平８−１９３２５２号公報には、高価なＢの低減が目的の“６〜１０原子％のＢ、１０〜１７原子％のＳｉ、０．０２〜５原子％のＰ、および、残部Ｆｅ”からなる組成の合金が開示されている。上記公報記載の合金組成において、Ｐは、表面粗度を改善するものである。
また、特開平９−２０２９５１号公報には、高Ｓｉ％、Ｂ１０原子％以下において、磁気特性および加工性を改善することを目的とした“７６〜８０原子％のＦｅ、６〜１０原子％のＢ、８〜１７原子％のＳｉ、０．０２〜２原子％のＰ、および、０．２〜１．０原子％のＭｎ”の組成からなる合金が開示されている。上記公報記載の合金組成において、Ｐの効果は非晶質形成能の向上のみであり、また、多元化による結晶化を抑制するため、Ｍｎの添加は必須である。
【０００９】
また、特開平９−２６８３５４号公報には、１０原子％以下の低Ｂ領域においても、表面粗さを適正化することにより磁気特性を改善することを目的とした“６〜１０原子％のＢ、好適範囲として１０〜１７原子％のＳｉ、０．１〜２原子％のＣ、０．２〜１．０原子％のＭｎ、０．０２〜２原子％のＰ”からなる組成の合金が開示されている。上記公報記載の合金組成において、Ｐの効果は、非晶質形成能の向上と表面粗度の改善のみである。
【００１０】
さらに、特開平１１−２９３４２７号公報には、Ｂの低減による軟磁気特性の劣化を効果的に抑制することを目的とした“７５．０〜７７．０原子％のＦｅ、２．５〜３．５原子％のＣ、０．５〜６．５原子％のＢ、該Ｂに対して０〜１２．０原子％のＰ、および、残部Ｓｉ”からなる組成の合金が開示されている。上記合金組成においても、Ｐの効果は、非晶質形成能の向上である。
【００１１】
このように、上記公報記載の薄帯を改善する技術は、いずれも、Ｐの添加により、非晶質形成能を高めるか、および／または、表面粗度を改善するものである。
そして、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回した巻鉄心、または、該合金薄帯片を積層した積鉄心をアニールする場合において、加熱中の鉄心各部位における“温度むら”に起因する性能劣化を低減することは、これまで実現していない。
【００１２】
一方、特開昭６２−９３３３９号公報には、低鉄損を維持した状態で脆化改善を狙った技術が開示されている。上記公報では、原子百分率でＦｅ_Ｘ Ｂ_Ｙ Ｓｉ_{（１００−Ｘ−Ｙ）} 、７６≦Ｘ≦８１、９７≦２Ｘ−５Ｙ≦１１２なる組成の合金を規定している。この合金においては、合金組成をＦｅ−Ｓｉ−Ｂ三元系の三元共晶線に近い組成に規定しているが、この組成規定によって、所定の温度でアニ−ルしても、脆化が開始する時間よりも短時間でアニ−ルが完了できるため、低鉄損となって、かつ、脆化しない薄帯が得られるとしている。
【００１３】
しかし、この特開昭６２−９３３３９号公報には、脆性の定量的評価に関する記載が全くない。磁束密度に関しては、実施例に、１０００Ａ／ｍの磁場を印加したときの磁束密度Ｂ_１０が記載されているが、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質薄帯に１０００Ａ／ｍの磁場をかけた場合には、アニ−ルが不十分であっても、ほぼ飽和磁束密度に近い高い磁束密度が得られる。しかし、アニ−ルが不十分であると、磁気ヒステリシス曲線の立ち上がりは小さくなる結果、Ｂ_８０（８０Ａ／ｍの磁場を印加した時の磁束密度）が低くなり、その結果、励磁電力が増加してしまう。
【００１４】
また、特開平７−３３１３９６号公報には、材料の脆化を招くことなしに鉄損特性を改善した薄帯およびその製造方法が開示されている。上記公報では、原子百分率で、Ｆｅ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚＭｎ_ａ、７５≦ｘ≦８２、７≦ｙ≦１５、７≦ｚ≦１７、０．２≦ａ＜０．５で示される組成から成り、中心線平均粗さＲａ が０．６μｍ以下である磁気特性と耐脆化特性に優れた非晶質薄帯が開示されている。
しかし、Ｍｎは鉄損改善には効果的であるが、Ｍｎの増加に伴って磁束密度の低下と脆化を招く。そこで、上記組成の合金を急冷凝固させる際の雰囲気を１〜４％Ｈ_２を含むＣＯ_２雰囲気にすることによって薄帯の表面凹凸を減らし、その結果、反磁界の低減による磁束密度の向上、および、クラックの起点の減少による脆化改善の実現に至ったものである。
【００１５】
しかし、特開平７−３３１３９６号公報に開示されている脆化改善は急冷凝固直後の薄帯に関するものであって、軟磁気特性の改善のために施すアニ−ル後の脆化改善に関するものではない。
さらに、特開平８−１４４０２９号公報には、上記特開平７−３３１３９６号公報記載の薄帯およびその製造方法と同じ目的で、薄帯の表面粗度Ｒａ を０．８μｍ以下に規定した薄帯およびその製造方法が開示されている。
しかし、この特開平８−１４４０２９号公報記載の薄帯およびその製造方法においても、脆化改善は急冷凝固直後の薄帯に関するものであって、軟磁気特性の改善のために施すアニ−ル後の脆化改善に関するものではない。
このように、磁束密度、鉄損などの優れた軟磁気特性を得るための磁場中アニ−ル後においても優れた耐脆化特性を有するＦｅ基非晶質合金薄帯は従来にはなかった。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
前述したように、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回した巻鉄心、または、該合金薄帯片を積層した積鉄心をアニールする場合において、加熱中の鉄心各部位における“温度むら”に起因する性能劣化を低減したＦｅ基非晶質合金薄帯は、これまでのところ存在しない。
【００１７】
そこで、本発明は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯において、その組成を特定の範囲に限定することにより、優れた軟磁気特性を発現する最適アニール温度範囲を、従来の合金薄帯のアニール温度範囲よりも大幅に拡大し、この拡大効果により、アニール時、鉄心各部位に“温度むら”が生じた場合でも、優れた軟磁気特性を有する鉄心を製造することを可能にするＦｅ基非晶質合金薄帯を提供することを目的とする。
【００１８】
また前述したように、Ｆｅ基非晶質合金薄帯に磁場中アニ−ルを施した後において、磁束密度、鉄損の優れた軟磁気特性、および優れた耐脆化特性を同時に兼ね備えた薄帯は、これまでのところ存在しない。
そこで、本発明は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯において、その組成を特定の範囲に限定することによって、軟磁気特性を発現させる磁場中アニ−ル温度を従来よりも低温側に設定することを可能にし、その結果、薄帯の脆化が増大するアニ−ル温度よりも低温側でアニ−ルできることを可能にした薄帯を提供することを目的とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ｆｅ非晶質合金薄帯の成分組成を特定の範囲に限定すると、該薄帯を広い温度範囲でアニールした場合でも、優れた磁気特性が発現することを見いだした。
また、本発明者は、Ｆｅ基非晶質薄帯の成分範囲を特定の範囲に限定すると、該薄帯が脆化開始する温度よりも低温側でアニ−ルした場合でも、優れた軟磁気特性が発現することを見出した。
【００２０】
本発明は、これらの知見に基づくものであり、アニール中に鉄心の各部位において“温度むら”が生じた場合でも、優れた磁気特性を発現することが可能なＦｅ基非晶質合金薄帯、および、優れた軟磁気特性と優れた耐脆化特性を同時に有することが可能なＦｅ基非晶質合金薄帯であって、Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限られた組成範囲において、特定範囲のＰを添加することにより達成されるものである。
【００２１】
なお、Ｐの添加効果については、〔従来の技術〕の項で述べたように、非晶質形成能の向上効果および／または表面粗度の改善効果が知られているが、本発明者が見いだした“アニール最適温度範囲を拡大する効果”は、〔従来の技術〕の項で例示した、特開昭５７−１８５９５７号公報、特開平８−１９３２５２号公報、特開平９−２０２９５１号公報、特開平９−２６８３５４号公報、特開平１１−２９３４２７号公報のいずれにも記載されていない。
【００２２】
本発明の特徴は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限定された組成範囲において、所定量のＰを添加し、該薄帯をアニールする際のアニール温度の最大値をＴｍａｘ、最小値をＴｍｉｎとし、ΔＴ＝Ｔｍａｘ−Ｔｍｉｎとした場合において、ΔＴが少なくとも８０℃の幅広いアニール温度範囲で、交流における軟磁気特性が優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造することを可能にしたことにある。
【００２３】
ここで、Ｔｍａｘ は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯が結晶化せず、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上を維持できる最大のアニール温度である。即ち、Ｔｍａｘ を超える温度で、Ｆｅ基非晶質合金薄帯をアニールすると、該薄帯が結晶化し磁気特性が劣化し、上記最大磁束密度Ｂ_８０が１．３５Ｔ未満となってしまう。
Ｔｍｉｎ は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のひずみが低減し、アニール中の印加磁場方向に磁気異方性が生じて、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上となるアニール温度の最小の温度である。
【００２４】
また、本発明の特徴は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限定された組成範囲において、所定量のＰを添加し、アニ−ル後、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の交流における優れた軟磁気特性、および、薄帯の曲げ破壊ひずみε_ｆ が０．０１以上の優れた耐脆化特性を同時に有する交流における軟磁気特性および耐脆化特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造することを可能にしたことにある。
ここで、ε_ｆ ＝ｔ／（Ｄ_ｆ −ｔ）であり、ｔは板厚、Ｄ_ｆ は破壊した時の曲げ直径である。
【００２５】
上記特徴を備える本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素および不可避不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、組成が、原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、５＜Ｂ≦１６、０．０２≦Ｃ≦４、０．２≦Ｐ≦１２であることを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００２６】
（２）前記Ｆｅの組成が、原子％で、８０＜Ｆｅ≦８２であることを特徴とする前記（１）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
（３）前記Ｐの組成が、原子％で、１≦Ｐ≦１２であることを特徴とする前記（１）または（２）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００２７】
（４）前記Ｂの組成が、原子％で、５＜Ｂ＜１４であることを特徴とする前記（１）、（２）または（３）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
（５）前記（１）、（２）、（３）または（４）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニール後、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００２８】
（６）前記（５）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニール後、さらに、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
（７）前記（１）、（２）、（３）、（４）、（５）または（６）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯においてＢ_８０が１．３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を確保するアニールにおけるアニール温度の最大値をＴｍａｘ 、アニール温度の最小値をＴｍｉｎ とし、ΔＴ＝Ｔｍａｘ −Ｔｍｉｎ としたとき、該ΔＴが少なくとも８０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００２９】
（８）前記（７）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯において前記軟磁気特性に加え、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を確保するアニールにおけるアニール温度の最大値をＴｍａｘ 、アニール温度の最小値をＴｍｉｎ とし、ΔＴ＝Ｔｍａｘ −Ｔｍｉｎ としたとき、該ΔＴが少なくとも６０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００３０】
（９）前記（１）、（２）、（３）または（４）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の優れた軟磁気特性、および、薄帯の曲げ破壊ひずみε_ｆ（＝ｔ／（Ｄ_ｆ −ｔ）、ｔは板厚、Ｄ_ｆ は破壊した時の曲げ直径）が０．０１以上の優れた耐脆化特性を同時に有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
（１０）前記（９）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
【００３１】
（１１）前記（１）、（２）、（３）、（４）、（５）、（６）、（７）、（８）、（９）または（１０）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回し、アニールしたことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた巻鉄心。
（１２）前記（１）、（２）、（３）、（４）、（５）、（６）、（７）、（８）、（９）または（１０）記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を所定形状に打ち抜き積層し、アニールしたことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた積鉄心。
【００３２】
【発明の実施の形態】
前述したように、本発明の特徴は、Ｆｅ基非晶質合金薄帯のＦｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣを限定した組成範囲において、所定量のＰを添加し、該薄帯をアニールする際のアニール温度の最大値をＴｍａｘ 、最小値をＴｍｉｎ とし、ΔＴ＝Ｔｍａｘ −Ｔｍｉｎ とした場合において、ΔＴが少なくとも８０℃の幅広いアニール温度範囲で、交流における軟磁気特性が優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を製造することを可能にしたことにある。
【００３３】
また、前述したように、本発明の特徴は、Ｆｅ、Ｓｉ、ＢおよびＣの限られた組成範囲において特定範囲のＰを添加することにより、該薄帯が脆化開始する温度よりも低温側でアニ−ルした場合においても、交流における優れた軟磁気特性が発現することを可能にしたことである。すなわち、本発明によって、優れた軟磁気特性と優れた耐脆化特性を同時に満足する薄帯を製造することが可能になったことである。
【００３４】
ここでいう“優れた軟磁気特性”とは、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ_８０が“１．３５Ｔ以上”であることの他、ΔＴが少なくとも８０℃のアニール温度範囲において、Ｂ_８０の標準偏差が“０．１未満”であることである。
Ｆｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回した巻鉄心、または、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の打ち抜き片を積層した積鉄心等を、ひずみの低減および磁気異方性の付与を目的としてアニールする場合、通常、加熱中に、鉄心各部位に“温度むら”が生じてしまう。Ｂ_８０の値が少なくとも１．３５Ｔ以上であれば、非晶質合金薄帯の性能を、トランスの性能に反映させることができるが、アニール温度のばらつきによりＢ_８０の値にばらつきが生じたのでは、鉄心内で局部的に軟磁気特性の劣化部が生じたりして、トランスとしての性能に問題が生じる場合がある。
【００３５】
本発明のように、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満であれば、動作中の鉄心内における磁束密度が均一になり、Ｆｅ基非晶質薄帯の優れた磁気性能を最大限に引き出すことが可能になるばかりか、トランスの設計も容易になる。
さらに、“優れた軟磁気特性”とは、ΔＴが少なくとも６０℃の幅広いアニール温度範囲において、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの単板測定による鉄損が“０．１２Ｗ／ｋｇ以下”であることである。
【００３６】
ΔＴが少なくとも６０℃となるＴｍａｘからＴｍｉｎまでのアニール温度範囲において、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であれば、Ｆｅ基非晶質合金薄帯としての優れた性能を得ることができる。この場合も、ΔＴが少なくとも６０℃という幅広い温度範囲で鉄損が優れているので、鉄心各部位に温度むらが生じても、鉄心全体としての軟磁気特性が低下することはない。
【００３７】
トランスの設計においては、磁束密度を優先する場合と、鉄損を優先する場合の両者が考えられるので、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上となるアニール温度範囲と、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下となるアニール温度範囲が全て重なる必要はないが、両者の温度範囲が同じであれば、Ｆｅ基非晶質合金薄帯の性能を最大限にトランスの性能に反映させることができる。
【００３８】
また、ここでいう“優れた軟磁気特性”とは、周波数５０Ｈｚ、最大印加磁場８０Ａ／ｍの交流磁場を印加した場合の最大磁束密度Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上を有し、および／または、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの単板測定による鉄損Ｗ_{１３／５０}が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であることである。
さらに、これらの優れた軟磁気特性と同時に、薄帯の曲げ破壊ひずみε_ｆ が０．０１以上の優れた耐脆化特性を有する薄帯である。ただし、ε_ｆ ＝ｔ／（Ｄ−ｔ）であり、ｔは板厚、Ｄは破壊した時の曲げ直径である。
【００３９】
ここで，脆性の評価は、薄帯を１８０度に折り曲げ、さらに、曲げられてできた二つの対向する薄帯の距離を序々に狭めていった時に薄帯が破壊する距離Ｄ（破壊した時の曲げ直径に相当）で示した。
この時の薄帯の外側の面間の距離を曲げ破壊直径Ｄ_ｆ で定義する。薄帯厚をｔとすると、曲げられた薄帯の外側には、ε＝ｔ／（Ｄ−ｔ）のひずみが生じていることになる。したがって、破壊した時のひずみは、ε_ｆ＝ｔ／（Ｄ_ｆ−ｔ）で定義される。
【００４０】
Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系非晶質合金薄帯では、従来は軟磁気特性を発現させるためのアニ−ルを施すと、薄帯は必ず脆化したが、本発明の組成の合金を用いることによって、優れた軟磁気特性が発現するアニ−ル後においても、薄帯の脆性をかなり抑制できることが明らかになった。
Ｂ_８０の値は、少なくとも１．３５Ｔ以上あれば、非晶質合金薄帯の性能をトランスに反映させることができるとともに、トランスの設計も容易になる効果がある。さらに、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．３Ｔでの単板測定による鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であれば、非晶質合金薄帯としての優れた性能が得られる。
【００４１】
前にも説明したよう、トランスの設計においては、磁束密度を優先する場合、あるいは、鉄損を優先する場合が考えられるので、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の高磁束密度特性とＷ_{１３／５０} が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損特性が同時に達成される必要はないが、両者を同時に達成できれば、非晶質合金薄帯の性能を最大限にトランスの性能に反映させることができる。
【００４２】
本発明の特徴は、前記した優れた軟磁気特性に加えて、優れた耐脆化特性を兼ね備えていることにある。元々、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系を主体とする非晶質合金薄帯はアニ−ルによって脆化してしまう。この脆化はアニ−ル温度が高くなる程大きくなる傾向を示している。
本発明者は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ系の狭い範囲において、特定量のＰを添加することによって、脆化が抑制される低温度範囲でアニ−ルしても、優れた軟磁気特性を発現することを見出し、本発明を完成するに至った。ここで、前記した曲げ破壊ひずみε_ｆ が０．０１以上である場合には、薄帯の脆化をほとんど考慮しなくても、通常のトランスの製造が可能になる。ε_ｆ が０．０１５以上であれば、さらに製造し易くなるので好ましい。
【００４３】
ここで、組成の限定理由について説明するが、本発明の基本的な特徴は、２≦Ｓｉ＜４原子％の低Ｓｉ領域において、所要量のＰを添加したことにある。
以下に順を追って、各元素の組成範囲の限定理由を説明する。
Ｆｅは７８原子％以上、８６原子％以下の範囲にする。Ｆｅが７８原子％未満の場合には、鉄心としての十分な磁束密度が得られなくなり、８６原子％超の場合には、非晶質形成が困難になって、良好な磁気特性が得られなくなる。より幅広いアニール温度範囲で、または、低温側でのアニ−ルで、１．３５Ｔ以上のＢ_８０をより安定的に得るためには、Ｆｅを８０原子％超にする必要がある。
さらに、非晶質をより安定的にし、ε_ｆ が０．０１以上の薄帯を得るためには、Ｆｅを８２原子％以下にすればよい。Ｆｅが８０原子％超、８２原子％以下の範囲において、より優れた非晶質薄帯を得ることができる。
【００４４】
Ｓｉは、２原子％以上、４原子％未満の範囲に限定する。Ｓｉが２原子％未満の場合には、非晶質が安定して形成され難くなり、また、Ｓｉが４原子％以上の場合には、本発明の特徴である“Ｐ添加による最適アニール温度範囲の拡大効果”または“Ｐ添加によるアニ−ル温度範囲の低温側への拡大効果”が得られなくなる。
【００４５】
Ｂは、５原子％超、１６原子％以下の範囲にする。Ｂが５原子％以下では非晶質が安定して形成され難くなり、１６原子％超としても更なる非晶質形成能の向上は認められなくなる。Ｐ添加による“最適アニール温度範囲の拡大効果”、または、“アニ−ル温度範囲の低温側への拡大効果”をより有効に発現させるためには、Ｂを１４原子％未満にする。すなわち、Ｂが５原子％超、１４原子％未満の範囲において、Ｂ_８０のばらつきが少ない優れた軟磁気特性と曲げ破壊ひずみε_ｆ が０．０１以上の耐脆化特性を有する非晶質合金薄帯が得られる。
【００４６】
Ｃは、薄帯の鋳造性に効果がある元素である。Ｃを含有させることによって、溶湯と冷却基板の濡性が向上して、良好な薄帯を形成させることができる。Ｃが０．０２原子％未満の場合は、この効果が得られない。また、Ｃを４原子％超含有させても、この効果の更なる向上は認められない。したがって、Ｃの組成範囲は、０．０２原子％以上４原子％以下に限定した。
【００４７】
Ｐは、本発明において最も重要な元素である。本発明者らは、既に、特開平９−２０２９４６号公報において、０．００８重量％以上、０．１重量％（０．１６原子％）以下のＰは、ＭｎとＳの許容含有量を増加させて、安価な鉄源の使用を可能にする効果があることを開示したが、本発明は、鉄心のアニール工程において、鉄心の各部位に“温度むら”が生じた場合においても、その“温度むら”による軟磁気特性の劣化を防止することを目的として、または、鉄心の脆化を生じさせる温度よりも低温度側におけるアニ−ルを可能にすることを目的として、Ｐ量、および、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃの各量を種々変化させた実験を積み重ね、その結果、成し得た発明である。
【００４８】
Ｐは、０．２原子％以上、１２原子％以下の範囲で含有させる。Ｐが０．２原子％未満では、最適アニール温度範囲を拡大する効果、または、アニ−ル温度範囲を低温側へ拡大する効果が得られなくなり、また、Ｐを１２原子％超含有させても、Ｐによるそれ以上の効果が得られないばかりか、磁束密度が低下してしまう。
Ｐが１原子％以上１２原子％以下であれば、Ｐの効果によって磁束密度Ｂ_８０のばらつきが、より一層抑制されるとともに、１．３５Ｔ以上のＢ_８０と、０．０１以上のε_ｆがより安定して得られる。
Ｐが１原子％以上１０原子％以下であれば、磁束密度の低下も抑制され、より一層のＰの添加効果が発現する。
【００４９】
さらに、本発明のＦｅ基非晶質合成薄帯は、不可避不純物として、特開平９−２０２９４６号公報に示されているレベルのＭｎ、Ｓ、等の元素を含有していても、特段の問題を生じない。
組成範囲の特定に関して重要なことは、本発明におけるＰの効果は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ系の限定された組成範囲に、所定量のＰを添加することによって、成し得たものであり、特に、２≦Ｓｉ＜４原子％の低Ｓｉの範囲において、初めて、Ｐの添加効果が発現するということである。
【００５０】
このような本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯をトランス用鉄心の素材として用いることにより、優れた軟磁気特性を維持しつつ、鉄心のアニ−ルの際に生じる鉄心の脆化を抑制すること、または、鉄心各部位に生じる“温度むら”に起因する特性劣化を防止することが可能になる。
【００５１】
本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯は、所定の合金成分を溶解し、溶湯を、移動している冷却基板上に、スロットノズルを通して噴出させて、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。
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、および、これらの改良型である補助ロ−ルを付属させた装置、減圧下真空中または、不活性ガス中での鋳造装置も含まれる。
本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯において、薄帯の板厚、板幅等の寸法は、特に規定されないが、薄帯の板厚は、例えば、１０μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。また、上記薄帯の板幅は、２０ｍｍ以上が好ましい。
【００５２】
本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯の原料として、例えば、鉄鉱石を原料とした製鉄プロセスで生産される一部の鋼種を鉄源に使用することが可能である。
Ｆｅ基非晶質合金薄帯の合金組成として、例えば、Ｆｅ_８０．５Ｓｉ_３Ｂ_１５Ｃ_１Ｐ_０．５、Ｆｅ_７９Ｓｉ_３Ｂ_１６Ｃ_１Ｐ_１、Ｆｅ_８０．２Ｓｉ_２．３Ｂ_１３Ｃ_０．５Ｐ_４、Ｆｅ_７９．４Ｓｉ_３．８Ｂ_１０Ｃ_０．８Ｐ_６、Ｆｅ_８１．５Ｓｉ_２．２Ｂ_６．３Ｃ_１Ｐ_９等を挙げることができるが、本発明の合金組成は、これら例示の合金組成に限られるものではない。
【００５３】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）
原子％で、Ｆｅ_８０．３Ｓｉ_２．５Ｂ_１６−ＸＰ_ＸＣ_１ および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｘ＝０．５、１．１、３．２、６．４、９．５とした。比較材として、Ｘ＝０、０．０５、１３．５、１６なる組成の合金も使用した。
【００５４】
先ず、所定の組成からなる合金を石英ルツボ中で高周波溶解し、溶湯を、ルツボ先端に取り付けた開口形状０．４ｍｍ×２５ｍｍの矩形状スロットノズルを通して、Ｃｕ合金製冷却ロ−ルの上に噴出した。冷却ロ−ルの直径は５８０ｍｍ、回転数は８００ｒｐｍである。この鋳造によって、厚さ約２７μｍ、幅約２５ｍｍの薄帯を得ることができた。
【００５５】
鋳造した薄帯を１２０ｍｍの長さに切断して、３２０℃、３４０℃、３６０℃、３８０℃、４００℃の各温度で、窒素雰囲気中で１時間、磁場中でアニールした。その後、ＳＳＴ（単板磁気測定器）を用いて交流磁気特性を評価した。
評価項目は、測定の最大印加磁場が８０Ａ／ｍの時の最大磁束密度Ｂ_８０、および、最大磁束密度１．３Ｔにおける鉄損である。なお、測定周波数は５０Ｈｚである。結果を表１および表２に示す。
【００５６】
【表１】

【００５７】
【表２】

【００５８】
試料Ｎｏ．２については、４２０℃でのアニールも追加実施した。その結果、Ｂ_８０＝１．２９Ｔであった。この結果および表１から明らかなように、Ｐが０．２原子％以上１２原子％以下の試料Ｎｏ．３〜８（発明例）においては、アニール温度がＴｍｉｎ＝３２０℃からＴｍａｘ＝４００℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝８０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール温度範囲において、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満となり、磁束密度のばらつきの低減が可能であることがわかる。
【００５９】
また、試料Ｎｏ．４〜８の１原子％以上１２原子％以下のＰの範囲においては、Ｂ_８０の標準偏差が０．０７以下となって、磁束密度のばらつきがより抑制された薄帯が得られていることがわかる。さらに、試料Ｎｏ．５〜８のＢが５原子％超１４原子％未満の範囲においては、Ｂ_８０の標準偏差が０．０５以下となって、磁束密度のばらつきがより一層少ない薄帯が得られていることがわかる。
【００６０】
また、表２から、本発明の組成範囲である試料Ｎｏ．３〜８（発明例）において、Ｔｍｉｎ＝３２０℃からＴｍａｘ＝３８０℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝６０℃の幅広いアニール温度範囲において、０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損を示すことがわかる。試料Ｎｏ．９は、鉄損が６０℃の幅広いアニール温度範囲で０．１２Ｗ／ｋｇ以下であるが、Ｂ_８０が比較材レベルであったので比較例とした。試料Ｎｏ．１０の４００℃アニール材では、１．３Ｔの磁束密度まで励磁できなかった。
【００６１】
（実施例２）
原子％で、Ｆｅ_８０．３Ｓｉ_ＹＢ_{１５．２−Ｙ}Ｐ_３．３Ｃ_１および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｙ＝１．７、２．２、２．９、３．４、３．８、４．３、５．５とした。これらの合金を実施例１に示した方法で薄帯に鋳造した。薄帯の磁気特性も実施例１と同様の方法で評価した。結果を表３および表４に示す。
【００６２】
【表３】

【００６３】
【表４】

【００６４】
試料Ｎｏ．１１、１６および１７については、４２０℃でのアニールを追加実施した。その結果、Ｂ_８０は、それぞれ、１．３４Ｔ、１．３１Ｔ、および、１．２７Ｔであった。これらの結果および表３から明らかなように、Ｓｉが２原子％以上４原子％未満の試料Ｎｏ．１２〜１５（発明例）において、アニール温度がＴｍｉｎ＝３２０℃からＴｍａｘ＝４００℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝８０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール温度範囲において、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満となり、磁束密度のばらつきの低減が可能であることがわかる。
【００６５】
試料Ｎｏ．１６（比較例）では、標準偏差が０．１未満であるが、ΔＴが少なくとも８０℃となるアニール温度範囲において、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上を満たしていない。
また、表４から、試料Ｎｏ．１２〜１５（発明例）においては、Ｔｍｉｎ＝３２０℃からＴｍａｘ ＝３８０℃の範囲、すなわち、ΔＴ＝６０℃の幅広いアニール温度範囲において、０．１２Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損を示していることがわかる。試料Ｎｏ．１１は、鉄損がΔＴ＝６０℃のアニール温度範囲で、０．１２Ｗ／ｋｇであるが、Ｂ_８０が比較材のレベルであったので比較例とした。以上のことから、Ｓｉが４原子％以上になると、本発明のＰの添加効果が発現しないことがわかる。
【００６６】
（実施例３）
Ｐを３．４原子％、Ｓｉを２．５原子％として、Ｆｅ、Ｂ、Ｃの割合を種々変えた合金を用いて、実施例１と同様の方法で薄帯を鋳造した。ただし、この薄帯は、不純物として、０．２原子％のＭｎ、Ｓ等を含んでいる。
上記薄帯の磁気特性についても、実施例１と同様の方法で評価した。この時のアニール温度は２８０〜４００℃の範囲とした。結果を表５および表６に示す。
【００６７】
【表５】

【００６８】
【表６】

【００６９】
Ｂ_８０の標準偏差は、標準偏差の値が最も小さくなる８０℃幅のアニール温度範囲（表５中、太線で挟む範囲）で得られた値で計算した。
試料Ｎｏ．２５について４２０℃アニールを追加実施した結果、Ｂ_８０＝１．３３Ｔであった。この結果および表５からわかるように、Ｆｅが７８原子％以上８６原子％以下である試料Ｎｏ．１９〜２４（発明例）では、ΔＴが少なくとも８０℃の幅広いアニール温度範囲において、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の高い磁束密度が発現し、かつ、そのアニール温度範囲において、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満となり、磁束密度のばらつきが低減していることがわかる。
【００７０】
Ｆｅが８６原子％超のＮｏ．１８（比較例）では、標準偏差が０．１未満であるが、非晶質状態が得られず、Ｂ_８０も１Ｔ以下の低いものしか得られなかった。また、比較例の試料Ｎｏ．２５および２６では、同様に、標準偏差が０．１未満であるが、ΔＴが少なくとも８０℃以上の幅広いアニール温度範囲において、１．３５Ｔ以上のＢ_８０を得ることができなかった。
【００７１】
Ｆｅが８０原子％超８２原子％以下である試料Ｎｏ．２１および２２（発明例）では、標準偏差も低く、また、Ｔｍｉｎ＝２８０℃からＴｍａｘ＝４００℃というより幅広い範囲で、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上であり、優れた薄帯が形成されていることがわかる。
表６の結果から、試料Ｎｏ．１９〜２４（発明例）、２５（比較例）および２６（比較例）においては、従来技術には存在しない、ΔＴが少なくとも６０℃以上の幅広いアニール温度範囲において、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下であることがわかる。ただし、Ｎｏ．２５および２６（比較例）では、ΔＴが少なくとも８０℃の広い温度範囲で、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上を満たさなかったので、これらを比較例とした。試料Ｎｏ．１８（比較例）においては、非晶質が得られなかったので、鉄損も大きくなっている。
【００７２】
（実施例４）
試料Ｎｏ．６の合金を用いて、幅５０ｍｍの非晶質薄帯を鋳造した。鋳造方法は、実施例１と同様であるが、ノズルの開口形状を０．４ｍｍ×５０ｍｍの矩形状スロットノズルに変えた。得られた薄帯の厚みは２６μｍである。
この薄帯を、巻き厚みが約５０ｍｍのトロイダル鉄心に巻回した。この鉄心を、室温から種々の昇温速度で４００℃まで加熱し、その温度で２時間保定し、その後、炉冷した。加熱中、鉄心の周方向に磁場を印加した。温度制御は、炉の雰囲気温度で行い、実際の試料の温度は、鉄心各部位に接触させた熱電対で測定した。
【００７３】
結果的に、昇温速度が速い程、炉の雰囲気温度と鉄心との温度差が大きくなり、かつ、鉄心各部位の温度差も大きくなる傾向を示した。ただし、鉄心の温度は炉の雰囲気温度以下であった。
アニール後の鉄心に１次コイルおよび２次コイルを巻いて、Ｂ_８０を測定した。
その結果、鉄心各部位の温度差が８０〜１００℃と大きくなっても、Ｂ_８０は、１．４３Ｔと高い値を示すことを確認した。
比較例として、試料Ｎｏ．１７の合金を用いて同様な試験を実施した。この場合、鉄心各部位の温度差が８０〜１００℃まで大きくなると、Ｂ_８０が、１．３２Ｔと低くなってしまうことがわかった。
【００７４】
（実施例５）
原子％でＦｅ_８０．３Ｓｉ_２．７Ｂ_１６−ＸＰ_ＸＣ_０．８ および０．２原子％のＭｎ、Ｓ等の不純物を含む組成の合金を使用した。ただし、Ｘ＝１．３、３．５、６．２、９．４とした。比較材として、Ｘ＝０、１４．５なる組成の合金も使用した。
先ず、所定の組成からなる合金を石英ルツボ中で高周波溶解し、ルツボ先端に取り付けた開口形状が０．４ｍｍ×２５ｍｍの矩形状スロットノズルを通してＣｕ合金製冷却ロ−ルの上に溶湯を噴出した。冷却ロ−ルの直径は５８０ｍｍ、回転数は８００ｒｐｍである。この鋳造によって、厚さ約２６μｍ、幅約２５ｍｍの薄帯を得た。
【００７５】
鋳造した薄帯を１２０ｍｍ長さに切断して、３２０℃、３４０℃、３６０℃、３８０℃、４００℃の各温度で、窒素雰囲気中で１時間、磁場中でアニ−ルした後、ＳＳＴ（単板磁気測定器）を用いて交流磁気特性を評価した。評価項目は、測定の最大印加磁場が８０Ａ／ｍの時の最大磁束密度Ｂ_８０、および、最大磁束密度が１．３Ｔにおける鉄損Ｗ_{１３／５０}である。なお、測定周波数は５０Ｈｚである。
また、前記の各温度でアニ−ルした薄帯の曲げ破壊ひずみε_ｆ を測定した。曲げる際にはＲ面（鋳造時にロ−ルと接触する面）を外側にして曲げた。結果を表７に示す。
【００７６】
【表７】

【００７７】
表７中において、太い黒枠で囲った領域は、曲げ破壊ひずみε_ｆ が０．０１以上の優れた耐脆化特性と、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上、Ｗ_{１３／５０}が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の優れた軟磁気特性を兼ね備えた範囲である。
Ｎｏ．２７〜Ｎｏ．３０では、ε_ｆが０．０１以上となるアニ−ル温度は３６０℃以下の温度範囲であるが、Ｎｏ．２７（比較例）では、３２０℃アニ−ルでＢ_８０が１．３５Ｔ以下となってしまう。
【００７８】
さらに、Ｎｏ．２７（比較例）では、全てのアニ−ル温度範囲でＷ_{１３／５０}を０．１２Ｗ／ｋｇ以下にすることはできない。これに対して、Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３０（発明例）では、３６０℃以下の低温アニ−ルを施してε_ｆ をさらに大きくして脆性を改善した場合においても、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上、かつ、Ｗ_{１３／５０} が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の優れた軟磁気特性を維持している。Ｎｏ．３１（発明例）では、３４０℃以下のアニ−ルによって、優れた耐脆化特性と優れた軟磁気特性が発現している。Ｎｏ．３２（比較例）では、３２０℃以下のアニ−ルでε_ｆ が０．０１以上となるが、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以下となっている。
【００７９】
【発明の効果】
本発明によれば、本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯を用いて鉄心に巻回した巻鉄心、または、該薄帯の打ち抜き片を積層した積鉄心をアニ−ルする場合、鉄心各部位に“温度むら”が生じた場合においても、また低温度でアニ−ルした場合においても、優れた軟磁気特性が発現し、薄帯の脆化を抑制することが可能となる。
したがって、本発明のＦｅ基非晶質合金薄帯は、トランスとしての性能を高めることができるのみならず、トランスの製造においても、アニール時の昇温速度および降温速度を上げることは可能となりさらに薄帯の割れなどを防止できるので、生産性の向上にも大きく貢献する効果がある。

Claims (12)

1. Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐの主要元素および不可避不純物で構成される非晶質合金薄帯であって、組成が、原子％で、７８≦Ｆｅ≦８６、２≦Ｓｉ＜４、５＜Ｂ≦１６、０．０２≦Ｃ≦４、０．２≦Ｐ≦１２であることを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
2. 前記Ｆｅの組成が、原子％で、８０＜Ｆｅ≦８２であることを特徴とする請求項１記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
3. 前記Ｐの組成が、原子％で、１≦Ｐ≦１２であることを特徴とする請求項１または２記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
4. 前記Ｂの組成が、原子％で、５＜Ｂ＜１４であることを特徴とする請求項１、２または３記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
5. 請求項１、２、３または４記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニール後、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
6. 請求項５記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニール後、さらに、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
7. 請求項１、２、３、４、５または６記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯においてＢ_８０が１．３５Ｔ以上で、かつ、Ｂ_８０の標準偏差が０．１未満の軟磁気特性を確保するアニールにおけるアニール温度の最大値をＴｍａｘ、アニール温度の最小値をＴｍｉｎとし、ΔＴ＝Ｔｍａｘ−Ｔｍｉｎとしたとき、該ΔＴが少なくとも８０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
8. 請求項７記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、該薄帯において前記軟磁気特性に加え、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を確保するアニールにおけるアニール温度の最大値をＴｍａｘ 、アニール温度の最小値をＴｍｉｎ とし、ΔＴ＝Ｔｍａｘ −Ｔｍｉｎ としたとき、該ΔＴが少なくとも６０℃であるアニール温度特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
9. 請求項１、２、３または４記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、Ｂ_８０が１．３５Ｔ以上の優れた軟磁気特性、および、薄帯の曲げ破壊ひずみε_ｆ（＝ｔ／（Ｄ_ｆ −ｔ）、ｔは板厚、Ｄ_ｆ は破壊した時の曲げ直径）が０．０１以上の優れた耐脆化特性を同時に有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
10. 請求項９記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯であって、アニ−ル後、鉄損が０．１２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損特性を有することを特徴とする交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯。
11. 請求項１、２、３、４、５、６、７、８、９または１０記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯をトロイダルに巻回し、アニールしたことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた巻鉄心。
12. 請求項１、２、３、４、５、６、７、８、９または１０記載の交流における軟磁気特性に優れたＦｅ基非晶質合金薄帯を所定形状に打ち抜き積層し、アニールしたことを特徴とする交流における軟磁気特性に優れた積鉄心。