JP5505563B2 - Ｆｅ基非晶質合金、及びＦｅ基非晶質合金粉末を用いた圧粉磁心 - Google Patents

Description

本発明は、例えば、トランスや電源用チョークコイル等の圧粉磁心等に適用するＦｅ基非晶質合金に関する。

ハイブリッド自動車等の昇圧回路や、発電、変電設備に用いられるリアクトル、トランスやチョークコイル等に使用される圧粉磁心は、Ｆｅ基非晶質合金粉末と結着材とを圧粉成形したものである。Ｆｅ基非晶質合金には軟磁気特性に優れた金属ガラスを用いることができる。

しかしながら、従来では、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ系のＦｅ基非晶質合金において、ガラス転移点（Ｔｇ）を有し且つ高い飽和磁束密度Ｂｓ（具体的には約１．５Ｔ以上）を得ることが出来なかった。

下記特許文献には、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ系軟磁性合金の組成開示があるものの、ガラス転移点（Ｔｇ）を有し且つ約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能なＦｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ系軟磁性合金は開示されていない。

ＷＯ２０１１／０１６２７５ Ａ１ 特開２００５−３０７２９１号公報 特公平７−９３２０４号公報 特開２０１０−１０６６８号公報

そこで本発明は、上記の従来課題を解決するためのものであり、特に、ガラス転移点（Ｔｇ）を有し且つ高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能なＦｅ基非晶質合金、及びＦｅ基非晶質合金粉末を用いた圧粉磁心を提供することを目的とする。

本発明におけるＦｅ基非晶質合金は、
組成式が、（Ｆｅ_{100-a-b-c-d-e}Ｃｒ_aＰ_bＣ_cＢ_dＳｉ_e（ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅはａｔ％））で示され、
０ａｔ％≦ａ≦１．９ａｔ％、１．７ａｔ％≦ｂ≦８．０ａｔ％、０ａｔ％≦ｅ≦１．０ａｔ％、であり、Ｆｅの組成比（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ）は、７７ａｔ％以上であり、
１９ａｔ％≦ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ≦２１．１ａｔ％であり、
０．０８≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．４３であり、
０．０６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．８７であり、
ガラス転移点（Ｔｇ）を有することを特徴とするものである。これにより本発明のＦｅ基非晶質合金によれば、ガラス転移点（Ｔｇ）を有するとともに、高い飽和磁束密度Ｂｓ、具体的には約１．５Ｔ以上のＢｓを得ることができる。そして本発明では、前記Ｆｅ基非晶質合金を粉末状にして結着材と混合し圧縮成形により磁心特性に優れた圧粉磁心を製造することができる。

本発明では、０．７５ａｔ％≦ｃ≦１３．７ａｔ％、３．２ａｔ％≦ｄ≦１２．２ａｔ％であることが好ましい。ガラス転移点（Ｔｇ）を安定して発現させることができる。

上記においてＢの組成比ｄは、１０．７ａｔ％以下であることが好ましい。また本発明では、Ｐの組成比ｂは７．７ａｔ％以下であることが好ましい。また本発明では、ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）は０．１６以上であることが好ましい。また本発明では、ｃ／（ｃ＋ｄ）は０．８１以下であることが好ましい。非晶質（アモルファス）にて形成できるとともに１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを確保でき且つガラス転移点（Ｔｇ）を安定して発現させることができる。

また本発明では、０ａｔ％≦ｅ≦０．５ａｔ％であることが好ましい。低Ｔｇ化を図ることが出来る。

また本発明では、０．０８≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３２であり、０．０６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．７３であることが好ましい。

また本発明では、４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％であることが好ましい。また本発明では、５．２ａｔ％≦ｃ≦８．２ａｔ％であり、６．２ａｔ％≦ｄ≦１０．７ａｔ％であることが好ましい。また、Ｂの組成比ｄは、９．２ａｔ％以下であることがより好ましい。また、０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０であり、０．３２≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．８７であることが好ましい。このとき、Ｆｅ基非晶質合金を水アトマイズ法で製造することが好ましい。これにより、適切に非晶質化（アモルファス化）でき、ガラス転移点（Ｔｇ）を安定して発現させることができる。そして、従来、水アトマイズ法により製造されたＦｅ基非晶質合金は、１．４Ｔ以下の飽和磁束密度Ｂｓしか得られなかったが、本発明によれば、水アトマイズ法により製造されたＦｅ基非晶質合金の飽和磁束密度Ｂｓを約１．５Ｔ以上にできる。水アトマイズ法は、均一で略球状の磁性合金粉末を得ることが容易な方法であり、このような方法で得られた磁性合金粉末はバインダー樹脂等の結着材と混合し、プレス成形技術等を用いて様々な形状の圧粉磁心に加工することが可能となる。本発明においては、上記のように特定の合金組成とすることで、飽和磁束密度の高い圧粉磁心を得ることが可能となる。

また本発明では、４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％、５．２ａｔ％≦ｃ≦８．２ａｔ％、６．２ａｔ％≦ｄ≦９．２ａｔ％、０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０、及び０．３６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．５７とすることで、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを安定して確保することができる。

本発明のＦｅ基非晶質合金によれば、ガラス転移点（Ｔｇ）を有するとともに、高い飽和磁束密度Ｂｓ、具体的には約１．５Ｔ以上のＢｓを得ることが出来る。

図１は、圧粉磁心の斜視図である。 図２は、コイル封入圧粉磁心の平面図である。 図３は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における飽和磁束密Ｂｓの組成依存性を示すグラフである。 図４は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における飽和質量磁化σｓの組成依存性を示すグラフである。 図５は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるキュリー温度（Ｔｃ）の組成依存性を示すグラフである。 図６は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるガラス転移点（Ｔｇ）の組成依存性を示すグラフである。 図７は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における結晶化開始温度（Ｔｘ）の組成依存性を示すグラフである。 図８は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるΔＴｘの組成依存性を示すグラフである。 図９は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における融点（Ｔｍ）の組成依存性を示すグラフである。 図１０は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるＴｇ／Ｔｍの組成依存性を示すグラフである。 図１１は、液体急冷法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるＴｘ／Ｔｍの組成依存性を示すグラフである。 図１２は、水アトマイズ法により製造されたＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における飽和磁束密Ｂｓの組成依存性を示すグラフである。 図１３は、Ｃｒの組成比ａと飽和磁束密度Ｂｓとの関係を示すグラフである。 図１４は、実施例１及び比較例１の各圧粉磁心のバイアス磁界と透磁率との関係を示すグラフである。 図１５は、実施例２及び比較例２の各圧粉磁心のバイアス磁界と透磁率との関係を示すグラフである。 図１６は、実施例３及び比較例３の各圧粉磁心のバイアス磁界と透磁率との関係を示すグラフである。 図１７は、図１４〜図１６に示した実施例１〜３及び比較例１〜３の各圧粉磁心の飽和磁束密度Ｂｓとμ₄₁₃₀₀／μ₀との関係を示すグラフである。

本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金は、組成式が、（Ｆｅ_{100-a-b-c-d-e}Ｃｒ_aＰ_bＣ_cＢ_dＳｉ_e（ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅはａｔ％））で示され、０ａｔ％≦ａ≦１．９ａｔ％、１．７ａｔ％≦ｂ≦８．０ａｔ％、０ａｔ％≦ｅ≦１．０ａｔ％、であり、Ｆｅの組成比（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ）は、７７ａｔ％以上であり、１９ａｔ％≦ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ≦２１．１ａｔ％であり、０．０８≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．４３であり、０．０６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．８７である。

上記のように、本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、主成分としてのＦｅと、Ｃｒ、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉを上記組成比率内にて添加してなる金属ガラスである。

本実施形態のＦｅ基非晶質合金は、非晶質（アモルファス）で且つガラス転移点（Ｔｇ）を有するとともに、高い飽和磁束密度Ｂｓを確保でき、更に耐食性に優れた構成にできる。

以下では、まずＦｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ中に占める各組成元素の組成比について説明する。

本実施形態のＦｅ基非晶質合金粉末に含まれるＦｅの組成比は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ中、Ｃｒ，Ｐ，Ｃ，Ｂ及びＳｉの各組成比を除いた残部であり、上記した組成式では、（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ）で示されている。Ｆｅの組成比は、高Ｂｓを得るために大きいことが好ましく、７７ａｔ％以上とされる。ただしＦｅの組成比があまり大きくなりすぎると、Ｃｒ，Ｐ，Ｃ，Ｂ及びＳｉの各組成比が小さくなってガラス転移点（Ｔｇ）の発現や非晶質形成に支障をきたすので８１ａｔ％以下とすることが好ましい。またＦｅの組成比は８０ａｔ％以下とすることがより好ましい。

Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ中に含まれるＣｒの組成比ａは、０ａｔ％≦ａ≦１．９ａｔ％の範囲内で規定される。Ｃｒは、粉末表面に不動態層の形成を促進でき、Ｆｅ基非晶質合金の耐食性を向上できる。例えば、水アトマイズ法を用いてＦｅ基非晶質合金粉末を作製する際において、合金溶湯が直接水に触れたとき、更には水アトマイズ後のＦｅ基非晶質合金粉末の乾燥工程において生じる腐食部分の発生を防ぐことができる。一方、Ｃｒの添加により飽和磁束密度Ｂｓが低下し、またガラス転移点（Ｔｇ）が高くなりやすいので、Ｃｒの組成比ａは必要最小限に抑えることが効果的である。Ｃｒの組成比ａを０ａｔ％≦ａ≦１．９ａｔ％の範囲内に設定すると、飽和磁束密度Ｂｓを約１．５Ｔ以上確保でき好適である。

さらにＣｒの組成比ａを１ａｔ％以下に設定することが好ましい。これにより、場合によっては１．５５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓ、さらには１．６Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを確保できるとともに、ガラス転移点（Ｔｇ）を低い温度で維持できる。

Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ中に含まれるＰの組成比ｂは、１．７ａｔ％≦ｂ≦８．０ａｔ％の範囲内で規定される。これにより、約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能になる。またガラス転移点（Ｔｇ）を発現させやすくなる。従来では特許文献等に示すようにＰの組成比を１０ａｔ％前後と比較的高めに設定していたが、本実施形態ではＰの組成比ｂを従来より低めに設定した。Ｐは非晶質形成に係る半金属であるが、後述するように他の半金属との合計組成比を調整することで、高Ｂｓとともに非晶質化を適切に促進することが可能になる。

より高い飽和磁束密度Ｂｓを得るためには、Ｐの組成比ｂの範囲を７．７ａｔ％以下、好ましくは６．２ａｔ％以下に設定する。Ｐの組成比ｂの下限値は、後述するように製造方法によって異ならせることが好適である。例えばＦｅ基非晶質合金を水アトマイズ法で製造する場合には、Ｐの組成比ｂを４．７ａｔ％以上に設定することが好適である。Ｐの組成比ｂが４．７ａｔ％を下回ると、結晶化しやすくなる。一方、Ｆｅ基非晶質合金を液体急冷法で製造する場合には、下限値を１．７ａｔ％あるいは２ａｔ％程度にでき、また、より安定してガラス転移点（Ｔｇ）を得て、非晶質の形成のし易さを重視する場合は、Ｐの組成比ｂの下限値を、３．２ａｔ％程度に設定する。また液体急冷法では、Ｐの組成比ｂの上限値を４．７ａｔ％、さらに好ましくは４．０ａｔ％程度に設定することで高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる。

また、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ中に含まれるＳｉの組成比ｅは、０ａｔ％≦ｅ≦１．０ａｔ％に範囲内で規定される。Ｓｉの添加は非晶質形成能の向上に役立つと考えられるが、Ｓｉの組成比ｅを大きくすると、ガラス転移点（Ｔｇ）が上昇しやすくなり、あるいはガラス転移点（Ｔｇ）が消失したり、非晶質が形成されにくくなる。したがってＳｉの組成比ｅは１．０ａｔ％以下、好ましくは０．５ａｔ％以下とすることが好適である。

本実施形態では、半金属の元素Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＳｉの合計組成比（ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）を１９ａｔ％以上で２１．１ａｔ％以下の範囲内に規定した。なお元素Ｐ及びＳｉの組成比ｂ，ｅは上記範囲内であるため、元素ＣとＢとを足した組成比（ｃ＋ｄ）の範囲が定まり、さらに後述するようにｃ／（ｃ＋ｄ）の範囲を規定したため、元素Ｃ及びＢの組成比がいずれも０ａｔ％であるということなく、ある所定の組成範囲を備えている。

半金属の元素Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＳｉの合計組成比（ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）を１９ａｔ％〜２１．１ａｔ％とすることで、約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓとともに非晶質にて形成することができる。

また本実施形態では、元素Ｐ、Ｃ及びＢ中に占めるＰの組成比率[ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]を０．０８以上で０．４３以下の範囲内に規定している。これにより、ガラス転移点（Ｔｇ）を発現させることができるとともに、約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能になる。

また本実施形態では、元素Ｃ及びＢ中に占めるＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]を０．０６以上で０．８７以下の範囲内に規定している。これにより高Ｂｓ化とともに非晶質形成能を高めることができ、またガラス転移点（Ｔｇ）を適切に発現させることが可能になる。

以上により本実施形態のＦｅ基非晶質合金によれば、ガラス転移点（Ｔｇ）を有するとともに、高い飽和磁束密度Ｂｓ、具体的には約１．５Ｔ以上のＢｓを得ることが可能になる。

本実施形態のＦｅ基非晶質合金を液体急冷法によりリボン状で製造することができる。このとき、非晶質の限界板厚を１５０〜１８０μｍ程度に厚くできる。例えばＦｅＳｉＢ系であると非晶質の限界板厚が７０〜１００μｍ程度であるから、本実施形態によれば、ＦｅＳｉＢ系に比べて約二倍以上の板厚で形成することが可能になる。

そして、前記リボンを粉砕して粉末状にして、上記した圧粉磁心等の製造に使用する。あるいは、Ｆｅ基非晶質合金粉末を水アトマイズ法等で製造することもできる。

なおＦｅ基非晶質合金を液体急冷法によりリボン状で製造したほうが水アトマイズ法で製造するよりも高Ｂｓを得やすい。ただし、水アトマイズ法によってＦｅ基非晶質合金粉末を得た場合でも後述の実験結果に示すように約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能になる。

Ｆｅ基非晶質合金を液体急冷法で製造する場合の好ましい組成について説明する。
本実施形態では、Ｃの組成比ｃを、０．７５ａｔ％以上で１３．７ａｔ％以下に設定し、更に、Ｂの組成比ｄを３．２ａｔ％以上で１２．２ａｔ％以下に設定することが好適である。元素Ｃ及びＢは共に半金属でこれら元素の添加により非晶質形成能を高めることができるが、これら元素の添加量が多すぎたり少なすぎると、ガラス転移点（Ｔｇ）が消失したり、あるいは、ガラス転移点（Ｔｇ）を発現させることができても他の元素に対する組成調整範囲が非常に狭くなってしまう。したがってガラス転移点（Ｔｇ）を安定して発現させるには元素Ｃ及びＢの夫々を上記の組成範囲内に収めることが好ましい。またＣの組成ｃは１２．０ａｔ％以下とすることがより好ましい。またＢの組成比ｄは、１０．７ａｔ％以下とすることがより好ましい。

また、元素Ｐ、Ｃ及びＢ中に占めるＰの組成比率[ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]を０．１６以上とすることが好ましい。また元素ＣとＢ中に占めるＣの組成比率 [ｃ／（ｃ＋ｄ）]は０．８１以下であることがより好ましい。これにより、高Ｂｓ化とともに非晶質形成能を高めることができ、さらにガラス転移点（Ｔｇ）を安定して発現させることができる。

本実施形態では、液体急冷法により製造されたＦｅ基非晶質合金の飽和磁束密度Ｂｓを１．５Ｔ以上にすることが可能であるが、元素Ｐ、Ｃ及びＢ中に占めるＰの組成比率 [ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]を０．０８以上０．３２以下で調整し、元素ＣとＢ中に占めるＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]を０．０６以上０．７３以下で調整することで、１．６Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能になる。ｃ／（ｃ＋ｄ）を０．１９以上とすると更によい。

次に、Ｆｅ基非晶質合金を水アトマイズ法で製造する場合の好ましい組成について説明する。

Ｐの組成比ｂは、４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％であることが好適である。これにより、安定して非晶質化できるとともに、約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる。ここで「約１．５Ｔ以上」とは、１．５Ｔより多少小さい値も含み、具体的には四捨五入して１．５Ｔとなる１．４５Ｔ程度以上であることを意味する。特に水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金では、従来、１．４Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることが難しかったが、本実施形態によれば、約１．５Ｔ以上の従来に比べて非常に高い飽和磁束密度Ｂｓを安定して得ることができる。

また、Ｃの組成比ｃは、５．２ａｔ％以上８．２ａｔ％以下であり、Ｂの組成比ｄは、６．２ａｔ％以上１０．７ａｔ％以下であることが好ましい。このとき、Ｂの組成比ｄは、９．２ａｔ％以下であることがより好ましい。元素Ｃ及びＢは共に半金属でこれら元素の添加により非晶質形成能を高めることができるが、これら元素の添加量が多すぎたり少なすぎると、ガラス転移点（Ｔｇ）が消失したり、あるいは、ガラス転移点（Ｔｇ）を発現させることができても他の元素に対する組成調整範囲が非常に狭くなってしまう。後述する実験結果に示すように、上記の組成比で調整することで、非晶質化とともに、約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを安定して得ることができる。

さらに、０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０であり、０．３２≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．８７であることが好適である。後述する実験結果に示すように、非晶質化とともに、約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを安定して得ることができる。

水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金は、４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％であり、５．２ａｔ％≦ｃ≦８．２ａｔ％であり、６．２ａｔ％≦ｄ≦９．２ａｔ％であり、０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０であり、０．３６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．５７であることがより好適である。これにより、１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを安定して得ることができる。

後述する実験に示すように、水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金のほうが、液体急冷法により製造されたＦｅ基非晶質合金に比べて飽和磁束密度Ｂｓが小さくなりやすい。それは、使用原料の不純物混入や、アトマイズ時の粉末酸化の影響等であると考えられる。

また水アトマイズ法でＦｅ基非晶質合金を製造する場合、液体急冷法に比べて、非晶質を形成するための組成範囲が狭くなりやすいが、水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金においても、液体急冷法と同様に、非晶質で且つ約１．５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることができることが後述の実験でわかった。

特に、従来の水アトマイズ法にて製造されたＦｅ基非晶質合金は、飽和磁束密度Ｂｓが１．４Ｔ以下と低かったが、本実施形態によれば、約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能になる。

なお本実施形態におけるＦｅ基非晶質合金の組成は、ＩＣＰ−ＭＳ（高周波誘導結合質量分析装置）等で測定することが可能である。

本実施形態では、上記の組成式から成るＦｅ基非晶質合金の粉末を、結着材と混合し固化成形することで図１に示す円環状の圧粉磁心１や図２に示すコイル封入圧粉磁心２を製造することができる。図２に示すコイル封入圧粉磁心２は、圧粉磁心３と、前記圧粉磁心３に覆われるコイル４とを有して構成される。Ｆｅ基非晶質合金粉末は、磁心中に多数個存在し、各Ｆｅ基非晶質合金粉末間が前記結着材にて絶縁された状態となっている。

また、前記結着材としては、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、シリコーンゴム、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、ＰＶＡ（ポリビニルアルコール）、アクリル樹脂等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、水ガラス（Ｎａ₂Ｏ−ＳｉＯ₂）、酸化物ガラス粉末（Ｎａ₂Ｏ−Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂、ＰｂＯ−Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂、ＰｂＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ₂、Ｎａ₂Ｏ−Ｂ₂Ｏ₃−ＺｎＯ、ＣａＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃−Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂、
Ｂ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂）、ゾルゲル法により生成するガラス状物質（ＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ＴｉＯ₂等を主成分とするもの）等を挙げることができる。

また潤滑剤としては、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸アルミニウム等を用いることが出来る。結着材の混合比は５質量％以下、潤滑剤の組成比は０．１質量％〜１質量％程度である。

圧粉磁心をプレス成形した後、Ｆｅ基非晶質合金粉末の応力歪みを緩和すべく熱処理を施すが、本実施形態では、Ｆｅ基非晶質合金粉末のガラス転移点（Ｔｇ）を低くでき、したがって磁心の最適熱処理温度を従来に比べて低くできる。ここで「最適熱処理温度」とは、Ｆｅ基非晶質合金粉末に対して効果的に応力歪みを緩和でき、コアロスを最小限に小さくできる磁心成形体に対する熱処理温度である。

（飽和磁束密度Ｂｓ及びその他の合金特性の実験；液体急冷法）
以下、表１の組成を備えるＦｅ基非晶質合金を、液体急冷法によりリボン状で製造した。具体的には、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉの溶湯をるつぼのノズルから回転しているロール上に噴出し急冷する単ロール法により、減圧Ａｒ雰囲気下でリボンを得た。リボン製造条件としては、ノズルとロール表面との間の距離（ギャップ）を０．３ｍｍ程度、ロール回転時の周速を２０００ｍ／ｍｉｎ程度、射出圧力を０．３ｋｇｆ／ｃｍ²程度に設定した。
得られた各リボンの板厚は、２０〜２５μｍ程度であった。

表１の各試料が非晶質（アモルファス）であることは、ＸＲＤ（Ｘ線回折装置）により確認した。また、キュリー温度（Ｔｃ）、ガラス転移点（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、融点（Ｔｍ）を、ＤＳＣ（示差走査熱量計）により測定した（昇温速度はＴｃ、Ｔｇ、Ｔｘが０．６７Ｋ／ｓｅｃ、Ｔｍは０．３３Ｋ／ｓｅｃ）。

また表１に示す飽和磁束密度Ｂｓと飽和質量磁化σｓはＶＳＭ（振動試料型磁力計）にて印加磁界１０ｋＯｅで測定した。
また表１に示す密度Ｄは、アルキメデス法により測定した。

表１に示す各欄の数値は、割り切れない場合、四捨五入した数値である。よって例えば「０．５２」であれば、その範囲は「０．５１５〜０．５２４」までを指す。

表１に示す飽和磁束密度Ｂｓ、飽和質量磁化σｓ、キュリー温度（Ｔｃ）、ガラス転移点（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、ΔＴｘ、融点（Ｔｍ）、換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）、Ｔｘ／Ｔｍの各組成依存性のグラフを、図３ないし図１１に示した。なおΔＴｘは、Ｔｘ−Ｔｇで求めることができる。

表１に示す比較例の各Ｆｅ基非晶質合金は、飽和磁束密度Ｂｓが実施例に比べて低くなり、あるいは高い飽和磁束密度Ｂｓが得られてもガラス転移点（Ｔｇ）が発現しないことがわかった。

一方で、表１に示す実施例の各Ｆｅ基非晶質合金は、ガラス転移点（Ｔｇ）を有するとともに約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓが得られ、特にＮｏ．４３〜Ｎｏ．５３、Ｎｏ．５７、Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６５、Ｎｏ．６７、Ｎｏ．７７、Ｎｏ．７９、Ｎｏ．８１、Ｎｏ．８２の試料は１．６Ｔを超える飽和磁束密度Ｂｓが得られる試料であることが分かった。

図３〜図１１は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における組成依存性を示している。各図に示すやや色の濃くなっている領域はガラス転移点（Ｔｇ）が発現しない組成領域である。

図３は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における飽和磁束密度Ｂｓの組成依存性を示している。図３のグラフ上に、元素Ｐの組成比ｂ＝０ａｔ％、２ａｔ％、４ａｔ％、６ａｔ％及び８ａｔ％のラインを引いた。図３に示すように、Ｐの組成比ｂが低くなると高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる一方、ガラス転移点（Ｔｇ）が発現しにくくなることがわかった。

図４は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における飽和質量磁化σｓの組成依存性を示している。図４に示すように、本実施例では、約１９０〜約２３０（１０^-6・ｗｂ・ｍ・ｋｇ^-1）の飽和質量磁化σｓを得ることができるとわかった。

図５は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるキュリー温度（Ｔｃ）の組成依存性を示している。図５に示すように、本実施例では、約５８０Ｋ〜約６３０Ｋのキュリー温度（Ｔｃ）を得ることができ、実用上問題の無いものであることがわかった。

図６はＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるガラス転移点（Ｔｇ）の組成依存性のグラフであるが、本実施例ではガラス転移点（Ｔｇ）を７００Ｋ〜７４０Ｋ程度にできることがわかった。

図７は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における結晶化開始温度（Ｔｘ）の組成依存性のグラフであるが、本実施例では結晶化開始温度（Ｔｘ）を約７４０Ｋ〜７７０Ｋ程度にできることがわかった。

また図８は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるΔＴｘの組成依存性のグラフであるが、本実施例ではΔＴｘを約１５Ｋ〜４０Ｋ程度にできることがわかった。

以上のように本実施例では、高い飽和磁束密度Ｂｓ及び、ガラス転移点（Ｔｇ）の存在とそれに伴うΔＴｘの存在により、高い非晶質形成能を兼ね備えていることがわかった。従って、冷却条件等を緩くしても容易に高い飽和磁束密度を備えたＦｅ基非晶質合金を得ることが可能となる。

また図９は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における融点（Ｔｍ）の組成依存性のグラフであるが、本実施例では融点（Ｔｍ）を約１３００Ｋ〜１４００Ｋ程度にでき、従来のガラス転移点（Ｔｇ）を有していないＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質合金よりも低い融点（Ｔｍ）となっていることがわかった。これにより、本実施例のＦｅ基非晶質合金においては、従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系の非晶質合金よりも製造上有利となる。

図１０は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）の組成依存性を示すグラフであり、図１１は、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5におけるＴｘ／Ｔｍの組成依存性を示すグラフである。

換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）及び、Ｔｘ／Ｔｍは良好な非晶質形成能を得るために高いことが好ましく、本実施例では、０．５０以上の換算ガラス化温度（Ｔｇ／Ｔｍ）、及び０．５３以上のＴｘ／Ｔｍが得られることがわかった。

（飽和磁束密度Ｂｓ及びその他の合金特性の実験；水アトマイズ法）
以下、表２の組成を備えるＦｅ基非晶質合金を、水アトマイズ法により製造した。

なお、粉末を得る際の溶湯温度（溶解された合金の温度）１５００℃、水の噴出圧は８０ＭＰａであった。

なお水アトマイズ法により製造された各Ｆｅ基非晶質粉末の平均粒径（Ｄ５０）は１０〜１２μｍであった。平均粒径は、日機装（株）製のマイクロトラック粒度分布測定装置ＭＴ３００ＥＸにより測定した。

表２の各試料のうち、Ｎｏ．８４〜９０については、結晶質と非晶質との混晶であることを、Ｎｏ．９１〜９７については、非晶質（アモルファス）であることを、ＸＲＤ（Ｘ線回折装置）により確認した。

また表２に示す飽和磁束密度ＢｓはＶＳＭ（振動試料型磁力計）にて印加磁界１０ｋＯｅで測定した。

また以下の表３は、表２に示す実施例（粉末組織が非晶質のもの）の中から３つの試料を抜き出したものであるが、これらの試料のキュリー温度（Ｔｃ）、ガラス転移点（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、融点（Ｔｍ）を、ＤＳＣ（示差走査熱量計）により測定した（昇温速度はＴｃ、Ｔｇ、Ｔｘが０．６７Ｋ／ｓｅｃ、Ｔｍは０．３３Ｋ／ｓｅｃ）。

図１２は、表２のＦｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_(20.8-c-d)Ｃ_cＢ_dＳｉ_0.5における飽和磁束密度Ｂｓの組成依存性を示している。

図１２及び表２に示すように、水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金においても、非晶質（アモルファス）で且つ約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる組成範囲が得られることがわかった。

ただし、図１２に示すように水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金は、図３に示す液体急冷法で製造されたＦｅ基非晶質合金に比べて、飽和磁束密度Ｂｓが０．０５Ｔから０．１５Ｔ程度低くなった。
なお、表２に示す各実施例では、いずれもガラス転移点（Ｔｇ）が得られた。

（実施例における組成比及び組成比率の限定について（ただしＣｒの組成比ａを除く））
上記実験結果から、Ｐの組成比ｂは小さすぎると非晶質になりにくく、一方、大きすぎると飽和磁束密度Ｂｓが小さくなることがわかった。

上記実験結果に基づいて、本実施例における元素Ｐの組成比ｂを、１．７ａｔ％以上８．０ａｔ％以下とした。また、水アトマイズ法でＦｅ基非晶質合金を作成することを想定すると、表３の実験結果から元素Ｐの組成比ｂは４．７ａｔ％以上６．２ａｔ％以下であるとより好ましい。

次に、表１，表２に示すＦｅ基非晶質合金は、元素Ｓｉの組成比ｅが０ａｔ％あるいは０．５ａｔ％であった。元素Ｓｉの組成比ｅが０ａｔ％であっても、高Ｂｓとともにガラス転移点（Ｔｇ）を発現でき、さらに非晶質形成が可能であることがわかった。本実施例では、Ｓｉの最大組成比ｅを実験よりもやや大きい値にしても同じ半金属のＰ，Ｃ、Ｂのいずれか１以上の元素組成比を減らすことで、さほど特性に影響がないものと考え、Ｓｉの組成比ｅの範囲を０ａｔ％以上１．０ａｔ％以下に設定した。また好ましいＳｉの組成比ｅの範囲を０ａｔ％以上０．５ａｔ％以下にした。

Ｆｅの組成比（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ）については、高い飽和磁束密度Ｂｓを得るためには大きいことが好ましく、本実施例では７７ａｔ％以上に設定した。ただしＦｅ組成比を大きくしすぎると、Ｃｒ、Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＳｉの組成比の減少により、非晶質形成能、ガラス転移点（Ｔｇ）の発現や耐食性に支障をきたす恐れがあるため、Ｆｅの最大組成比を８１ａｔ％以下とし、好ましくは８０ａｔ％以下に設定した。

表１，表２の実施例における元素Ｐ、Ｃ、Ｂ及びＳｉを足した合計組成比（ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）は１９．０ａｔ％以上２１．１ａｔ％以下であった。

また表１，表２の実施例における元素Ｐ、Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＰの組成比率[ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]は、０．０８以上０．４３以下であった。

また、表１，表２の実施例における元素Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＣの組成比率[ｂ／（ｂ＋ｃ）]は、０．０６以上０．８７以下であった。
（液体急冷法で製造されたＦｅ基非晶質合金の好ましい組成範囲について）
表１により、実施例におけるＣの組成比ｃの好ましい範囲を、０．７５ａｔ％≦ｃ≦１３．７ａｔ％とした。またＢの組成比ｄの好ましい範囲を、３．２ａｔ％≦ｄ≦１２．２ａｔ％とした。

また図３や表１に示すようにＢの組成比ｄが約１０ａｔ％以上になるとグラフ上でガラス転移点（Ｔｇ）の発現しない組成領域が増え始めており、Ｂの組成以外のパラメータ範囲をあまり狭くすることなくガラス転移点（Ｔｇ）を安定して発現させるために、好ましいＢの組成比ｄの範囲を１０．７ａｔ％以下とした。

また表１に示すように、元素Ｐ、Ｃ、及びＢの合計組成比に対する元素Ｐの組成比率[ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]が低い、すなわちＰの組成比率が低下するほどガラス転移点（Ｔｇ）が消失しやすい傾向が見られるので、好ましい[ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]の範囲を０．１６以上に設定した。

また表１、図３に示すように、元素Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]を、０．０６以上０．８１以下に設定することで、より確実に１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができるとわかった。

また、表１、図６に示すように、元素Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]が大きくなるとガラス転移点（Ｔｇ）の消去する領域に到達しやすくなる。例えば図６のグラフに示す元素Ｃ及びＢが夫々８ａｔ％であるとし、Ｂの組成比を固定して，Ｃの組成比ｃを増やしていったときと減らしていったときとでは、Ｃの組成比ｃを増やしていったほうがガラス転移点（Ｔｇ）の消去する領域に早く到達してしまう。また、元素Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]は大きくなるほうがガラス転移点（Ｔｇ）が上昇しやすい傾向にあることもわかった。このため、好ましい[ｃ／（ｃ＋ｄ）]の範囲を、０．７８以下に設定した。

また、元素Ｐ、Ｃ及びＢ中に占めるＰの組成比率 [ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]を０．０８以上０．３２以下で調整し、元素ＣとＢ中に占めるＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]を０．０６以上０．７３以下で調整することで、１．６Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能になることがわかった。ｃ／（ｃ＋ｄ）を０．１９以上とすると更によい。

（水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金の好ましい組成範囲について）
表２、図１２に示すように、元素Ｐの組成比ｂを、４．７ａｔ％以上６．２ａｔ％以下の範囲とすることで非晶質で且つ約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができるとわかった。

また、元素Ｃの組成比ｃを、５．２ａｔ％以上８．２ａｔ％以下とし、元素Ｂの組成比ｄを、６．２ａｔ％以上１０．７ａｔ％以下の範囲とすることで、非晶質で且つ約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを安定して得られることがわかった。このとき、元素Ｂの組成比ｄを、９．２ａｔ％以下とすれば、より効果的に飽和磁束密度Ｂｓを安定して大きくできることがわかった。

さらに、元素Ｐ、Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＰの組成比率[ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）]を、０．２３以上０．３０以下に設定し、元素Ｃ、及びＢの合計組成比に対するＣの組成比率[ｃ／（ｃ＋ｄ）]を、０．３２以上０．８７以下に設定することで、非晶質で且つ約１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができるとわかった。

表２，図１２に示す実験結果から水アトマイズ法で製造されたＦｅ基非晶質合金では、４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％とし、５．２ａｔ％≦ｃ≦８．２ａｔ％とし、６．２ａｔ％≦ｄ≦９．２ａｔ％とし、０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０とし、０．３６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．５７とすることがより好ましい。これにより、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを安定して得ることができるとわかった。

（Ｃｒの組成比ａについて）
表１や表２の組成ではＣｒを１ａｔ％に固定したが、次の実験ではＣｒの組成比ａを変化させた飽和磁束密度Ｂｓ及び表１と同じ特性の実験を行い、Ｃｒの組成比ａを規定することとした。

実験では、表１に示した各試料と同じ製造条件のもと、Ｆｅ_78.9-aＣｒ_aＰ_3.2Ｃ_8.2Ｂ_9.2Ｓｉ_0.5の組成からなるＦｅ基非晶質合金リボンを得た。

実験では、Ｃｒの組成比ａを０ａｔ％から６ａｔ％まで変化させて表１と同じ各特性を測定した。その実験結果が以下の表４に示されている。

図１３は、表４に示すＣｒの組成比ａと飽和磁束密度Ｂｓとの関係を示すグラフである。

表４及び図１３に示すように、Ｃｒの組成比ａが大きくなると、徐々に飽和磁束密度Ｂｓが低下することがわかった。

この実験により、Ｃｒの組成比ａを０ａｔ％≦ａ≦１．９ａｔ％の範囲内とした。なおやや飽和磁束密度Ｂｓは低下するものの、良好な耐食性を得るうえで、好ましいＣｒの組成ａを０．５≦ａ≦１．９ａｔ％とした。

（圧粉磁心（トロイダルコア）の磁気特性について）
実験では、表２に示すＮｏ．９４のＦｅ基非晶質合金粉末（Ｆｅ_77.9Ｃｒ１Ｐ_6.3Ｃ_5.2Ｂ_9.2Ｓｉ_0.5；Ｂｓ＝１．５Ｔ）を用いて実施例の圧粉磁心を製造した。

また、Ｆｅ_77.4Ｃｒ₂Ｐ₉Ｃ_2.2Ｂ_7.5Ｓｉ_4.9のＦｅ基非晶質粉末（Ｂｓ＝１．２Ｔ）、あるいは、Ｆｅ_77.9Ｃｒ₁Ｐ_7.3Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_3.9のＦｅ基非晶質粉末（Ｂｓ＝１．３５Ｔ）を用いて比較例の圧粉磁心を製造した。

実施例、比較例ともに磁性粉末にシリコン樹脂を１．４ｗｔ％、潤滑剤（脂肪酸）を０．３ｗｔ％、添加して混合し、２日間乾燥後、粉砕した。そして、外径２０ｍｍ、内径１２ｍｍ、板厚７ｍｍのトロイダルコアをプレス成形した（圧力は２０ｔｏｎ／ｃｍ²）。

上記のようにして得られたトロイダルコアを、４００〜５００℃、Ｎ₂雰囲気中で１時間、熱処理した。

なお以下の表５に示すように、実施例１と比較例１との間、実施例２と比較例２との間及び実施例３と比較例３との間で、夫々、初透磁率（μ₀）がほぼ同じとなるように熱処理温度を調整した。

実験では、各実施例及び各比較例のトロイダルコアに巻線を施し、各コアに最大４１３０Ａ／ｍまでバイアス磁界を印加しながら透磁率μの変化を測定した（直流重畳特性）。

以下の表５には、各試料の飽和磁束密度Ｂｓ、初透磁率μ₀、４１３０Ａ／ｍのバイアス印加時の透磁率μ₄₁₃₀、μ₄₁₃₀／μ₀が掲載されている。なお表５に示すμ_４１３０／μ_０のデータは小数点第三位を四捨五入した数値であり、後述する図１７は、小数点第三位で四捨五入していないデータとした。

表５に示すように、実施例１、実施例２、実施例３は、同じ粉末組成で同じ飽和磁束密度Ｂｓを備えているが、熱処理温度を変えて、対応する比較例とほぼ同じ初透磁率μ₀が得られるように調整されている。

比較例は、実施例よりも飽和磁束密度Ｂｓが低く、本実施例の組成範囲から外れている。
以下の表６は、バイアス磁界の大きさに対する各試料の透磁率μが掲載されている。

表６の実験結果に基づいて、比較例１及び実施例１におけるバイアス磁界と透磁率μとの関係を図１４に示した。また、表６の実験結果に基づいて、比較例２及び実施例２におけるバイアス磁界と透磁率μとの関係を図１５に示した。また表６の実験結果に基づいて、比較例３及び実施例３におけるバイアス磁界と透磁率μとの関係を図１６に示した。

直流重畳特性は、バイアス磁界の印加による透磁率μの減少率が小さいほど優れている。

したがって図１４ないし図１６に示す実験結果から、実施例のほうが比較例に比べて透磁率μの減少率が小さく、優れた直流重畳特性を得ることができるとわかった。

また、表５の実験結果に基づいて、μ₄₁₃₀／μ₀のＢｓ依存性を調べた。その結果が図１７に示されている。

図１７に示すように、飽和磁束密度Ｂｓが大きいほど、μ₄₁₃₀／μ₀が大きく、磁性粉末を高Ｂｓ化した効果を確認することができた。

１，３ 圧粉磁心
２ コイル封入圧粉磁心
４ コイル

Claims (16)

1. 組成式が、（Ｆｅ_{１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ}Ｃｒ_ａＰ_ｂＣ_ｃＢ_ｄＳｉ_ｅ（ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅはａｔ％））で示され、
   ０ａｔ％≦ａ≦１．９ａｔ％、１．７ａｔ％≦ｂ≦８．０ａｔ％、０ａｔ％≦ｅ≦１．０ａｔ％、であり、Ｆｅの組成比（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ）は、７７ａｔ％以上であり、
   １９ａｔ％≦ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ≦２１．１ａｔ％であり、
   ０．０８≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．４３であり、
   ０．０６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．８７であり、
   ガラス転移点（Ｔｇ）を有することを特徴とするＦｅ基非晶質合金。
2. ０．７５ａｔ％≦ｃ≦１３．７ａｔ％、３．２ａｔ％≦ｄ≦１２．２ａｔ％である請求項１記載のＦｅ基非晶質合金。
3. Ｂの組成比ｄは、１０．７ａｔ％以下である請求項２記載のＦｅ基非晶質合金。
4. ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）は０．１６以上である請求項１ないし３のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
5. ｃ／（ｃ＋ｄ）は０．８１以下である請求項１ないし４のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
6. ０ａｔ％≦ｅ≦０．５ａｔ％である請求項１ないし５のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
7. ０．０８≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３２であり、０．０６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．７３である請求項１ないし３、５又は６のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
8. ４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％である請求項１ないし７のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
9. ５．２ａｔ％≦ｃ≦８．２ａｔ％であり、６．２ａｔ％≦ｄ≦１０．７ａｔ％である請求項１ないし８のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
10. Ｂの組成比ｄは、９．２ａｔ％以下である請求項９記載のＦｅ基非晶質合金。
11. ０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０であり、０．３２≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．８７である請求項１ないし６、又は、８ないし１０のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
12. ４．７ａｔ％≦ｂ≦６．２ａｔ％であり、５．２ａｔ％≦ｃ≦８．２ａｔ％であり、６．２ａｔ％≦ｄ≦９．２ａｔ％であり、０．２３≦ｂ／（ｂ＋ｃ＋ｄ）≦０．３０であり、０．３６≦ｃ／（ｃ＋ｄ）≦０．５７である請求項１ないし１１のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
13. 水アトマイズ法により製造されたものである請求項８ないし１２のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
14. 飽和磁束密度が１．５Ｔ以上である請求項１ないし１３のいずれか１項に記載のＦｅ基非晶質合金。
15. 飽和磁束密度が１．６Ｔ以上である請求項１４記載のＦｅ基非晶質合金。
16. 請求項１ないし１５のいずれか１項に記載されたＦｅ基非晶質合金粉末と結着材とを有することを特徴とする圧粉磁心。