JP7610097B2 - Ｆｅ系合金薄帯及びＦｅ系非晶質合金薄帯 - Google Patents

Description

本発明は、Ｆｅ系合金薄帯及びＦｅ系非晶質合金薄帯に関する。

ここでいう非晶質とは、非特許文献１に記載されているように『アモルファスは、「無定形」、「非晶質」などと訳されているが、定義は「物質を構成する原子の配置が結晶様の長周期規則性をもたないもの」』である（非特許文献１）。一般に、融液の急冷、電着、蒸着、スパッタリングなどの製法により製作される。

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

特許文献１、２では、急冷凝固により得られた非晶質合金に熱処理を施し、結晶化させることで良好な磁気特性を有した微細結晶合金が得られることを報告している。これらの微細結晶合金は透磁率が高い、磁歪が低い、保磁力が低いなどの特徴を有しており、各種トランス、チョークコイル、ノイズ対策部品などに用いることができる。

微細結晶材料の組織と磁気特性には相関が見られ、例えば、非特許文献２ではＦｅの結晶粒径Ｄと保磁力Ｈｃの関係について、結晶粒径Ｄを小さくしていった場合、結晶粒径Ｄが６００Å（６０ｎｍ）より大きい領域ではＨｃは結晶粒径Ｄの低下に伴い結晶粒径Ｄに反比例して大きくなるが、６００Å（６０ｎｍ）より小さい領域ではＨｃは結晶粒径の６乗（Ｄ^６）に比例して急激に小さくなることを報告している。また、特許文献２では、Ｆｅ基軟磁性合金において優れた軟磁気特性を示すために好ましい平均粒径は５００Å（５０ｎｍ）以下であり、より好ましくは２００Å（２０ｎｍ）である、との報告もなされている。

近年、特許文献３では、微細結晶の核を有する初期超微細結晶合金を熱処理することで、磁気特性とハンドリング性が両立したナノ結晶軟磁性合金を得る手法が報告されている。

特開昭６４－７９３４２号公報 特開平１－１５６４５１号公報 国際公開第２００８／１３３３０１号

"アモルファス合金 その物性と応用"、増本健、深道和明、株式会社アグネ、（１９８１）２４ページ "Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ金属の結晶粒径と保磁力"、佐藤文隆、手束展規、桜井伴明、宮崎照宣、日本応用磁気学会誌 １７、８８６－８９１（１９９３）

微細結晶合金からなる薄帯は、単ロール法や双ロール法などの急冷凝固プロセスで一旦非晶質からなる薄帯を作製し、その後熱処理によって製造されていた。しかしながら、この熱処理時に、まれに、結晶粒が部分的あるいは広域に渡って粗大化することが生じていた。また、熱処理前の非晶質状態で加工性が悪い場合には、最終製品の形状に加工する際に割れが生じて歩留りが低下するなどの問題が生じていた。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、優れた軟磁気特性を有するＦｅ系合金薄帯を提供することを課題とする。また、本発明は、優れた軟磁気特性を有するＦｅ系合金薄帯の素材となる、加工性に優れたＦｅ系非晶質合金薄帯を提供することを課題とする。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。

［１］ 組成式がＦｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＮ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦１０、５≦ｂ≦２０、１．０≦ｃ≦３、０＜ｄ≦１、０．１０＜ｅ≦３、３＜ｃ＋ｅ＜６を満たし、
Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が０．２５ｄｅｇ以上であり、
金属組織が平均粒径６０ｎｍ以下の微細結晶組織からなることを特徴とする、Ｆｅ系合金薄帯。
［２］ 前記金属組織が熱処理前の非晶質組織からなる段階での、Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ以上８ｄｅｇ以下であり、
前記金属組織が熱処理後の前記微細結晶組織からなる段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が、前記非晶質組織からなる熱処理前の段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅に対して、１／３０以上、１／３以下であり、
前記熱処理が、昇温速度：５℃／分以上１００℃／分以下、均熱温度が、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔｐ１）以上第二発熱部ピーク温度（Ｔｐ２）以下、均熱時間が０．５時間以上６時間以下の熱処理であることを特徴とする、［１］に記載のＦｅ系合金薄帯。
［３］ 組成式がＦｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＮ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦１０、５≦ｂ≦２０、１．０≦ｃ≦３、０＜ｄ≦１、０．１０＜ｅ≦３、３＜ｃ＋ｅ＜６を満たし、
金属組織が非晶質組織からなり、
Ｘ源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ以上８ｄｅｇ以下であることを特徴とする、Ｆｅ系非晶質合金薄帯。
［４］ 昇温速度：５℃／分以上１００℃／分以下、均熱温度が、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ１ ）以上第二発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ２ ）以下、均熱時間が０．５時間以上６時間以下の熱処理により前記金属組織を平均粒径６０ｎｍ以下の微細結晶組織にした場合のｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が、前記金属組織が前記非晶質組織からなる場合のｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅に対して、１／３０以上、１／３以下の範囲であることを特徴とする［３］に記載のＦｅ系非晶質合金薄帯。
［５］ 昇温速度：５℃／分以上１００℃／分以下、均熱温度が、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ１ ）以上第二発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ２ ）以下、均熱時間が０．５時間以上６時間以下の熱処理により前記金属組織を平均粒径６０ｎｍ以下の微細結晶組織にした場合のｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が０．２５ｄｅｇ以上であることを特徴とする［４］に記載のＦｅ系非晶質合金薄帯。
［６］ 曲げ破壊直径が１ｍｍ以下であることを特徴とする［３］乃至［５］の何れか一項に記載のＦｅ系非晶質合金薄帯。

本発明によれば、優れた軟磁気特性を有するＦｅ系合金薄帯を提供できる。
また、本発明によれば、優れた軟磁気特性を有し、かつ、トランス等の製品に実際的に適用可能なＦｅ系合金薄帯を提供できる。また、本発明によれば、優れた軟磁気特性を有するＦｅ系合金薄帯の素材となる、加工性に優れたＦｅ系非晶質合金薄帯を提供できる。

本発明者らは、非晶質合金を熱処理することによって微細結晶組織を有する微細結晶合金を製造するにあたり、元素Ｘ（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）および元素Ｚ（Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ）の熱処理における微細結晶を生み出す役割について初めて明らかにし、その成果からこれら元素の最適な添加量を明確にすることで、本発明を提案するに至った。また、Ｘ線回折パターンから求めた新たな評価指数によって微細結晶合金を特定することで、微細結晶合金の軟磁気特性をより高めることを知見するに至った。

従来から、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ系非晶質合金を熱処理すると、結晶化が発現することが知られている。その結晶化の過程は２つのステップで進行するとされている。最初の第１のステップでは、熱処理温度の上昇に伴って初期結晶（α―Ｆｅ）が生成する。次の第２のステップでは、更なる熱処理温度の上昇に伴い、不連続に初期結晶が結晶成長を起こし、最終的にはボロン化合物も析出して結晶化が終了に至る。ここで、非晶質合金中に僅かにＣｕを含有させると、第１ステップで多くの微細な結晶が生成する。さらに、ＣｕとともにＮｂなどの元素を非晶質合金に含有させると、結晶の微細化がさらに進行するとされている。つまり、ＣｕやＮｂなどの元素の添加は、微細結晶を生む効果を有していることが知られている。そして、微細な結晶合金を得るためには、第２ステップまでに至らないように、熱処理温度を制御する必要がある。第２ステップまで至ると折角微細に析出した結晶を粗大化させてしまうからである。

そこで、Ｃｕ及びＮｂを含有させたＦｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｃｕ－Ｎｂ系の微細結晶合金は、一旦非晶質合金を形成させたのち、第１ステップと第２ステップの間の温度で熱処理することが必須とされていた。ところが、先に述べたように、工業的に熱処理する際に、時々結晶粒が部分的あるいは広域に渡って粗大化することが生じていた。その原因は、工業的に量産する熱処理炉では炉内の温度分布が大きく、炉内温度が目的とする制御温度より高くなるところが炉内や製品内で発生し、第２ステップが起きる温度まで炉内温度が上昇する箇所があったためと考えられる。

そこで、本発明者らは、第１ステップと第２ステップの温度差を大きくすることで、工業的規模の熱処理炉における炉内温度差を乗り越えて、すべての炉内位置において、第１ステップと第２ステップの間の温度の範囲内で非晶質合金を熱処理できるようになると考え、鋭意研究を進めた。その結果、非晶質合金からなる薄帯に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上を最適な範囲で予め含有させることで、熱処理中の第１ステップと第２ステップとの間の温度差を広げることができることを見出した。つまり、安定して微細結晶粒合金およびその薄帯を得ることが可能であることを明らかにした。

また、微細結晶合金は一般に、非晶質合金の状態で切断、積層、巻回などの工程を経て所定の形状に加工した後に、熱処理を行うことで微細結晶化させている。従って、非晶質合金の状態で加工性が低い場合には、最終製品の製造歩留りの低下が生じる場合がある。そこで、本発明者らは、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓの１種または２種以上を適量含有させることで、アモルファス形成能を向上させ、加工性に優れる非晶質合金を安定的に製造できることを見出した。

さらに、本発明者らは、製造した微細結晶合金および薄帯についてＸ線回折にて評価し、Ｘ線回折像での新たな評価指数を導入することで本発見を明確化することに成功し、本発明を提案するに至った。

すなわち、本発明に係るＦｅ系合金およびその薄帯は、Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおいて、金属組織が熱処理後の微細結晶組織からなる段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が、非晶質組織からなる熱処理前の段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅に対して、１／３０以上、１／３以下であることがより好ましい。Ｘ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅の熱処理前後の比（以下、半値幅比という場合がある）をこの範囲内とすることで、工業的に熱処理して微細結晶合金、薄帯を製造する際に生じていた結晶粒の部分的あるいは広域に渡っての粗大化を阻止できることが判明し、この従来生じていた問題を解消することが可能となった。

ここで、半値幅比が１／３０以上にすることで、部分的もしくは広域で粗大結晶粒が生じるおそれがなく、１／３以下とすることで微細結晶組織を金属組織のほぼ全域で生成することができる。よって、好ましい微細結晶粒組織を得るためには、この指標範囲を１／３０以上１／３以下とする必要がある。

従前まで、Ｆｅ系合金の軟磁気特性を高めるために、微細結晶組織の平均結晶粒径をナノメートルオーダーのサイズに制御していたが、本発明者らは、軟磁気特性をより安定して発現させるためには結晶粒径の制御だけでは十分ではなく、結晶粒の部分的あるいは広域に渡る粗大化を防止する必要があることを見出した。そして鋭意検討したところ、結晶粒の部分的あるいは広域に渡る粗大化の指標として、上記の半値幅比によって合金を規定することを知見したのである。Ｆｅ系合金においてナノメートル程度の微細結晶粒の部分的な粗大化を直接検知することは容易ではない。このように、本発明は、その構造または特性を直接できないか、おおよそ実際的ではない事情があるため、半値幅比で発明を特定することとしている。

また、金属組織が非晶質組織からなる段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ以上であれば、加工性に優れる非晶質合金であり、歩留りよく所定の形状に加工することができる。この半値幅に特に上限はないが、８ｄｅｇが上限と考えられる。

本発明によれば、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ系非晶質合金に、Ｃｕを含有させるとともに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上を、最適な範囲で予め含有させて、結晶化の第１ステップと第２ステップの間の温度で熱処理することで、半値幅比を１／３０以上１／３以下の範囲とすることが可能となった。また、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓの１種または２種以上を適量含有させることで、熱処理前の非晶質状態でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅を６ｄｅｇ以上とすることで、加工性を向上させることが可能となった。

以下、本発明に係るＦｅ系合金及びＦｅ系非晶質合金について詳細に説明する。

（Ｆｅ系合金及びＦｅ系非晶質合金の組成）
本実施形態のＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系合金は、Ｆｅ_、Ｂ、Ｓｉ、Ｘ、Ｃｕ及びＺ（但し、ＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上の元素、ＺはＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓの１種または２種以上の元素）を含有する合金において、非晶質状態での加工性が悪化する問題と、熱処理工程での結晶粒が部分的あるいは広域に渡って粗大化する問題を、以下の組成式（Ｉ）とすることで解消したことにある。好ましくは組成式（ＩＩ）がよく、更に好ましくは組成式（ＩＩＩ）がよい。

組成式（Ｉ）：
Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦２０、５≦ｂ≦２０、１≦ｃ≦５、０＜ｄ≦３、０．１＜ｅ≦３、１．１＜ｃ＋ｅ＜６を満たす。

組成式（ＩＩ）：
Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦２０、５≦ｂ≦２０、１≦ｃ≦５、０＜ｄ≦３、１＜ｅ≦３、２＜ｃ＋ｅ＜６を満たし、Ｆｅは７９原子％未満である。

組成式（ＩＩＩ）：
Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦２０、５≦ｂ≦２０、１≦ｃ≦３、０＜ｄ≦３、２＜ｅ≦３、３＜ｃ＋ｅ＜６を満たし、Ｆｅは７９原子％未満である。

Ｂは、非晶質形成能を高める元素であり、Ｂの組成比ａは原子％で４≦ａ≦２０である。Ｂの組成比ａが４原子％未満では非晶質形成能が劣化するため好ましくなく、２０原子％を超えると飽和磁束密度の低下を招くため好ましくない。よってＢの組成比ａは４≦ａ≦２０とする。より好ましいａの範囲は５≦ａ≦１０であり、更に好ましいａの範囲は５≦ａ≦８である。

Ｓｉは、非晶質形成能を高める元素であり、Ｓｉの組成比ｂは原子％で５≦b≦２０である。Ｓｉは、合金表面に酸化物として偏析することで、磁心などとして積層させて使用する際に層間絶縁を向上させる効果もある。Ｓｉが５原子％未満では非晶質形成能が不十分になる。Ｓｉの組成比ｂが２０原子％を超えると飽和磁束密度の低下を招くため好ましくない。よって、Ｓｉの組成比ｂは原子％で５≦ｂ≦２０とする。より好ましい組成比ｂの範囲は８≦ｂ≦１６であり、更に好ましい組成比ｂの範囲は１２≦ｂ≦１６であり、更には１２．５≦ｂ≦１５．５でもよい。

Ｘ元素は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上の元素である。Ｘ元素は、熱処理中の第１ステップと第２ステップとの間の温度差を広げる効果があり、工業的規模の熱処理炉でも安定して微細結晶粒合金およびその薄帯を得ることができる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上がより好ましく、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒの１種または２種以上が更に好ましい。

Ｘ元素の組成比ｃは原子％で１≦ｃ≦５である。Ｘ元素を含有させることで、熱処理中の第１ステップと第２ステップとの間の温度差を広げる効果が得られるが、１原子％以上含有させることが十分な効果が得られるため好ましい。Ｘ元素の組成比ｃが５原子％を超えると、飽和磁束密度の低下を招くため好ましくない。更に好ましいＸ元素の組成比ｃは１≦ｃ≦４であり、より好ましくは１≦ｃ≦３である。

Ｃｕは、微細結晶化の際に核形成の起点として作用し、微細な結晶粒を均一に形成する効果を有する。Ｃｕの組成比ｄは０＜ｄ≦３である。微細結晶化のためにはＣｕは必須であるが、３原子％を超えると非晶質形成能が低下し、連続的な非晶質合金薄帯の製造が困難となる。より好ましいＣｕの組成比ｄは０＜ｄ≦２であり、更に好ましくは０．５＜ｄ≦１である。

Ｚ元素は、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓの１種または２種以上の元素である。これらのＺ元素は、アモルファス形成能を向上させる効果があり、また、非晶質状態での加工性を改善することができる。特に、Ｃ、Ｐの１種以上が好ましい。Ｚ元素の組成比ｅは０．１＜ｅ≦３とする。Ｚ元素の組成比ｅが３原子％を超えると、飽和磁束密度の低下を招くため好ましくない。また、Ｚ元素の組成比ｅが０．１原子％以下ではアモルファス形成能が十分ではない。より好ましいＺ元素の組成比ｅは１＜ｅ≦３であり、更に、より好ましいＺ元素の組成比ｅは２＜ｅ≦３である。

上述のように、Ｘ元素（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上）は、熱処理中の第１ステップと第２ステップとの間の温度差を広げる効果があり、また、Ｚ元素（Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓの１種以上）は、アモルファス形成能を向上させる効果があり加工性を改善することができるが、本発明者らが鋭意研究を重ねた結果、Ｘ元素の組成比ｃとＺ元素の組成比ｅの和（ｃ＋ｅ）を調整することで、これらの効果を両立できることを見出した。具体的にはＸ元素とＺ元素の和を、１．１＜ｃ＋ｅ＜６、より好ましくは２＜ｃ＋ｅ＜６、さらに好ましくは３＜ｃ＋ｅ＜６とするとよい。

本発明に係るＦｅ系非晶質合金またはＦｅ系合金における残部は、Ｆｅ及び不純物元素である。Ｆｅは、より好ましくは７９原子％以下がよい。Ｆｅの含有量を制限することで、他の添加元素の含有量を相対的に高めることができ、軟磁気特性及び加工性を一層高めることができる。特に、アモルファス形成能が向上して鋳造性が向上することで、急冷法によって安定的に鋳造を行うことができる。

また、本発明に係るＦｅ系非晶質合金またはＦｅ系合金は、鉄鋼材料に含まれる不純物を不純物元素として含んでいてもよい。例えば、Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ等を不純物として含有してもよい。Ｃ、Ｐ、ＳはＺ元素として上記の所定量の範囲で含有してもよく、不純物元素として微量を含有してもよい。

（Ｆｅ系非晶質合金の金属組織）
次に、Ｆｅ系非晶質合金の金属組織について説明する。
Ｆｅ系非晶質合金の金属組織は、非晶質組織である。金属組織の一部に結晶組織があると、その後の熱処理において粗大な結晶粒組織が形成されるおそれがある。従って金属組織の全体が非晶質組織である必要がある。

また、Ｆｅ系非晶質合金は、Ｘ源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ以上８ｄｅｇ以下とする。半値幅が６ｄｅｇ未満では、Ｆｅ系非晶質合金の加工性を向上できない。一方、金属組織が非晶質であるので、半値幅の上限は特に規定する必要はないが、あえて上限を規定するならば、８ｄｅｇ以下とすれば十分である。

また、本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、厚さ１０μｍ以上１００μｍ以下、板幅が１０ｍｍ以上の薄帯であってもよい。

Ｆｅ系非晶質合金からなる薄帯は、曲げ破壊直径が２ｍｍ以下であることが好ましく、１ｍｍ以下であることがより好ましい。上記組成式（ＩＩＩ）の場合に、１ｍｍ以下の曲げ破壊直径が得られやすく、上記組成式（Ｉ）または（ＩＩ）の場合に２ｍｍ以下の曲げ破壊直径が得られやすい。曲げ破壊半径は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２００６の金属材料曲げ試験方法に準拠し、曲げ試験機にＦｅ系非晶質合金からなる薄帯を設置し、密着するまで試験片の両端を互いに押し合い、破断した際の試験片の直径（曲げ破壊直径）を測定する。

本実施形態に係るＦｅ系非晶質合金からなる薄帯は、曲げ破壊直径が小さく、加工性に優れる。そのため、トランス、チョークコイル、ノイズ対策品等を製造する際に、Ｆｅ系非晶質合金からなる薄帯を破損させることなく、これら製品の部品素材として組み込むことができる。そして、適切な条件で熱処理を行うことで、軟磁気特性に優れたＦｅ系合金を備えたトランス等の製品を製造することが可能になる。

（Ｆｅ系合金の金属組織）
次に、Ｆｅ系合金の金属組織について説明する。なお、本実施形態のＦｅ系合金の金属組織は、本実施形態のＦｅ系非晶質合金を熱処理することによって得ることができる。

本実施形態のＦｅ系合金は、Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおける、ｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が０．２５ｄｅｇ以上である。好ましくは０．４ｄｅｇ以上である。後述するシェラーの式より平均結晶粒径を求めると、半値幅が０．２５ｄｅｇ以上の場合は平均結晶粒径が６０ｎｍ以下、半値幅が０．４ｄｅｇ以上の場合は平均結晶粒径が３０ｎｍ以下となる。このような半値幅を有するＦｅ系合金は、優れた軟磁気特性を示すものとなる。

Ｆｅ系非晶質合金の金属組織は、結晶粒径が６０ｎｍ以下の微細結晶組織であることが好ましい。より好適には３０ｎｍ以下の微細結晶組織が好ましい。このような微細結晶組織とすることで、Ｆｅ系合金は優れた軟磁気特性を示す。

また、本実施形態のＦｅ系合金は、上記の組成式（Ｉ）～（ＩＩＩ）のいずれか組成を備えているため、６０ｎｍ以下の結晶粒径を得るための熱処理の均熱温度の上限及び下限の幅が５０℃以上と広くなる。これにより、熱処理装置内の温度バラつきの影響による不良品の発生率が低下し、製品歩留まりを向上させることができる。

また、Ｆｅ系合金は、Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおける、金属組織が熱処理後の微細結晶組織からなる段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が、非晶質組織からなる熱処理前の段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅に対して、１／３０以上、１／３以下であることが好ましい。Ｘ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅の熱処理前後の比（半値幅比）をこの範囲とすることで、工業的に熱処理して微細結晶合金、薄帯を製造する際に生じていた結晶粒の部分的あるいは広域に渡っての粗大化を阻止できる。

また、本実施形態のＦｅ系合金は、厚さ１０μｍ以上１００μｍ以下、板幅が１０ｍｍ以上の薄帯であってもよい。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系合金におけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅は、これらの合金に対してＸ線回折測定を行ってＸ線回折パターンを得ることにより、求めることができる。Ｘ線回折測定のＸ線源はＣｏ－Ｋα（波長λ＝１．７９０２Å）とし、スキャン範囲は２θ＝１０ｄｅｇ以上１２０ｄｅｇ以下とする。Ｘ線回折パターンからｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークを特定し、その回折ピークの半値幅を求めればよい。

また、Ｆｅ系合金の金属組織の平均結晶粒径は、ｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅を、シェラーの式に導入することで、求めることができる。シェラーの式は下記式で表される。シェラーの式におけるＫはシェラー定数（０．９４）であり、λはＸ線源の波長（１．７９０２Å）であり、βは回折ピークの半値幅であり、θは（１１０）面の回折ピークの回折角であり、Ｄが平均結晶粒径である。なお、回折ピークから測定される半値幅には測定機器によるピーク拡がりを含むことから、半値幅からピーク拡がり（０．０７ｄｅｇ）を減算した値を半値幅βとして使用する。

Ｄ＝Ｋλ／βｃｏｓθ …（シェラーの式）

更に、半値幅比を求める際の熱処理条件は、昇温速度：５～１００℃／分、均熱温度：第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）以上、第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）以下、均熱時間：０．５～６時間の範囲とする。このような熱処理条件の範囲内であれば、Ｆｅ系合金のｂｃｃ－Ｆｅの半値幅はほぼ一定の値となるので、半値幅を測定する際の熱処理条件は上記の範囲において任意に選択すればよい。そして、上記の範囲内において熱処理を実施した場合に、半値幅比及び熱処理後のＦｅの（１１０）面の半値幅が上記の範囲に含まれればよい。

次に、本実施形態のＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系合金の製造方法について説明する。

本実施形態のＦｅ系非晶質合金は、上記の組成式から成る合金溶湯を急冷することによって製造できる。また、本実施形態のＦｅ系合金は、Ｆｅ系非晶質合金を適切な条件下で熱処理を行うことにより製造できる。

本実施形態では、単ロ－ル法、双ロ－ル法によって薄帯の形態で非晶質合金を得ることができる。これらのロール法に用いるロールは金属製であり、ロールを高速回転させ、ロール表面またはロール内面に合金溶湯を衝突させることで合金の急冷凝固が可能である。単ロ－ル装置には、ドラムの内壁を使う遠心急冷装置、エンドレスタイプのベルトを使う装置、およびこれらの改良型である補助ロールやロール表面温度制御装置を付属させたもの、減圧下あるいは真空中、または不活性ガス中での鋳造装置も含まれる。

薄帯の板厚、板幅などの寸法は特に限定しないが、薄帯の板厚は、例えば、１０μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。また、板幅は１０ｍｍ以上が好ましい。

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

次に、熱処理条件について説明する。
均熱温度に到達する前に結晶化が開始する場合があることから、昇温速度は早い方がよく、５℃／分以上、好ましくは１０℃／分以上とする。昇温速度を５℃／分以上にすることで、平均粒径６０ｎｍ以下の均一な微細結晶組織を形成させることができる。昇温速度は高いほど好ましいが、熱処理装置内の温度分布を均一にするには、昇温速度を１００℃／分以下にするとよい。

均熱温度は、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）以上、第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）以下とする。示差走査熱量測定の際の昇温速度は１０℃～４０℃／分の範囲内であれば一定のピーク温度を求めることができる。実際上には１０℃／分とする。第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）は、昇温開始後にＤＳＣ曲線に最初に観察された発熱ピークのピーク温度とする。また、第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）は、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）よりも高い温度域において、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）の発熱ピークの次に現れた発熱ピークのピーク温度とする。Ｆｅ系非晶質合金に対して、Ｔ_ｐ１以上Ｔ_ｐ２以下の均熱温度で熱処理を行うことで、結晶粒が部分的あるいは広域に渡って粗大化する問題を解消することができ、安定してＦｅ系合金を得ることができる。また、本実施形態に係る組成式を満たす合金であれば、Ｔ_ｐ１とＴ_ｐ２の温度差を５０℃以上にすることができる。

均熱時間は、０．５時間以上６時間以下の範囲が好ましい。均熱時間を０．５時間以上にすることで、金属組織全体に微細結晶組織を形成させることができる。また、均熱時間を６時間以下とすることで、微細結晶粒の粗大化を防止できる。

熱処理装置は、電気加熱炉、赤外ランプ加熱炉、レーザーでの加熱装置などがあるが、いずれの装置でもＦｅ系合金を得ることができる。熱処理は大気中、真空中、不活性ガス（Ａｒ、窒素、Ｈｅなど）中、水蒸気中で行うことができるが、特に不活性ガス中で行うことが好ましい。

また、本実施形態では、Ｆｅ系非晶質合金を熱処理することによりＦｅ系合金を製造する際の、結晶粒径が６０ｎｍ以下となる均熱温度範囲の上下限の温度差が５０℃以上、好ましくは６０℃以上、より好ましくは８０℃以上になる。均熱温度範囲の温度差が５０℃以上になることで、工業的規模の熱処理炉における炉内温度差を乗り越えて、すべての炉内位置において、第１ステップと第２ステップの間の温度の範囲内で非晶質合金を熱処理した場合に、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒を持つＦｅ系合金を安定して製造できるようになる。

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

得られた非晶質合金について、示差走査熱量測定法により、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）及び第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）を測定した。示差走査熱量測定の昇温速度は１０℃／分とした。第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）は、昇温開始後にＤＳＣ曲線に最初に観察された発熱ピークのピーク温度とした。また、第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）は、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）よりも高い温度域において、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）の発熱ピークの次に現れた発熱ピークのピーク温度とした。

そして、非晶質合金に対して表１に示す条件で熱処理を行って、微細結晶組織を形成させることにより、Ｆｅ系合金を製造した。均熱温度は、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）以上、第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）以下の範囲内とした。表１に、第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）と第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）を併せて示す。

得られたＦｅ系非晶質合金及びＦｅ系合金に対して、Ｘ線回折測定を行ってＸ線回折パターンを得た。そして、それぞれの合金について、Ｘ線回折パターン上のＦｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅を測定した。また熱処理前のＦｅ系非晶質合金のＦｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅と、Ｆｅ系合金のＦｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅とから、半値幅比を求めた。Ｘ線回折測定のＸ線源はＣｏ－Ｋα（波長λ＝１．７９０２Å）とし、スキャン範囲は２θ＝１０ｄｅｇ以上１２０ｄｅｇ以下とした。Ｘ線回折パターンからｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークを特定し、その回折ピークの半値幅を求めた。結果を表２に示す。

また、Ｆｅ系合金のＦｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅から、Ｆｅ系合金の金属組織の平均結晶粒径を求めた。平均結晶粒径は、ｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅を、シェラーの式に導入することで、求めた。シェラーの式は下記式で表される。シェラーの式におけるＫはシェラー定数（０．９４）であり、λはＸ線源の波長（１．７９０２Å）であり、βは回折ピークの半値幅であり、θは（１１０）面の回折ピークの回折角であり、Ｄが平均結晶粒径である。なお、回折ピークから測定される半値幅には測定機器によるピーク拡がりを含むことから、半値幅からピーク拡がり（０．０７ｄｅｇ）を減算した値を半値幅βとして使用した。結果を表２に示す。

Ｄ＝Ｋλ／βｃｏｓθ …（シェラーの式）

また、結晶粒径が６０ｎｍ以下となる均熱温度範囲を次のようにして求めた。単ロ－ル装置で急冷して鋳造したＦｅ系非晶質合金薄帯から１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を作製し、試料を昇温速度１０℃／分、保持温度は第一発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ１）から第二発熱部ピーク温度（Ｔ_ｐ２）まで１０℃刻みとし、窒素雰囲気中で熱処理を行った。熱処理後の試料について、Ｘ線回折測定を行ってＸ線回折パターンから半値幅を測定し、シェラーの式から平均結晶粒径を求め、結晶粒径が６０ｎｍ以下となる均熱温度範囲を求めた。

Ｆｅ系合金の薄帯から、内径１５ｍｍ、外径２０ｍｍ、幅１０ｍｍのトロイダルコアを作製し、直流磁気特性を評価した。最大磁場８００Ａ／ｍで測定した初透磁率および保磁力Ｈｃ、磁場を大きくした際に飽和した磁束密度（飽和磁束密度）を表３に示す。初透磁率が５００００以上、保磁力Ｈｃが１．０Ａ／ｍ以下、飽和磁束密度は１．０Ｔ以上の場合に、軟磁気特性が優れるとして合格とした。

更に、Ｆｅ系非晶質合金について、曲げ破壊直径を測定した。曲げ破壊半径は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２００６の属材料曲げ試験方法に準拠し、曲げ試験機にＦｅ系非晶質合金からなる薄帯を設置し、破断した際の曲げ破壊直径を測定した。結果を表３に示す。

表１～表３に示すように、実施例１～８（実施例１、３、４、６、７は参考例）のＦｅ系非晶質合金は、曲げ破壊半径が１ｍｍ以下となり、密着曲げを行うことが可能で加工性に優れていた。また、軟磁気特性に優れたＦｅ系合金の素材として利用できるものであった。
また、表１～表３に示すように、実施例１～８（実施例１、３、４、６、７は参考例）のＦｅ系合金は、初透磁率及び飽和磁束密度が高く、保磁力が低く、軟磁気特性に優れていた。

比較例１および比較例２は、Ｘ元素の組成比が本発明の範囲から外れたため、急冷後のＦｅ系非晶質合金を熱処理した後のＦｅ（１１０）面のピークの半値幅が０．２５ｄｅｇ未満になり、金属組織が粗大結晶組織となり、軟磁気特性が十分ではなかった。このため、比較例１及び比較例２のＦｅ系非晶質合金は、軟磁気特性に優れたＦｅ系合金の素材として利用できるものではなかった。

比較例３および比較例４は、Ｚ元素の組成比が本発明の範囲から外れていたため、熱処理前のＦｅ系非晶質合金のＦｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ．未満で、曲げ破壊半径が１ｍｍ超となり、加工性が低下した。従って、比較例３及び比較例４のＦｅ系合金を、トランス、チョークコイル、ノイズ対策品等への適用を試みたとしても、素材であるＦｅ系非晶質合金の加工性が低いために、これらトランス等の製品の製造時の歩留まりが大幅に低下すると予測された。よって、比較例３及び比較例４のＦｅ系合金は、実用的なものとはいえなかった。

比較例５は、Ｂの組成比ａが４原子％未満であり、非晶質形成能が不十分であったため、単ロ－ル装置で急冷して鋳造した薄帯のＸ線回折測定の結果、Ｆｅの（１１０）面の回折ピークが明確に存在していた。急冷後の薄帯の金属組織は粗大な結晶組織となり、非晶質合金を得ることができなかった。そのため、示差走査熱量測定法によるピーク温度の測定や、熱処理による微細結晶化、熱処理後の磁気特性評価を行うことができないため、表１～表３の欄中に「－」と記載した。従って、比較例５の急冷後の合金は、Ｆｅ系合金の素材として利用できるものではなかった。

比較例６は、Ｂの組成比ａが２０原子％を超えており、熱処理後の合金の飽和磁束密度が１．０Ｔ未満となり、軟磁気特性が十分ではなかった。このため、比較例６のＦｅ系非晶質合金は、軟磁気特性に優れたＦｅ系合金の素材として利用できるものではなく、また、比較例６のＦｅ系合金は軟磁気特性が十分でなかった。

比較例７は、Ｓｉの組成比ｂが５原子％未満であり、単ロ－ル装置で急冷して鋳造した薄帯のＸ線回折測定の結果、Ｆｅの（１１０）面の回折ピークが明確に存在していた。急冷後の薄帯の金属組織は粗大な結晶組織となり、非晶質合金を得ることができなかった。そのため、示差走査熱量測定法によるピーク温度の測定や、熱処理による微細結晶化、熱処理後の磁気特性評価を行うことができないため、表１～表３の欄中に「－」と記載した。従って、比較例７の急冷後の合金は、Ｆｅ系合金の素材として利用できるものではなかった。

比較例８は、Ｓｉの組成比ａが２０原子％を超えており、熱処理後の合金の飽和磁束密度が１．０Ｔ未満となり、軟磁気特性が十分ではなかった。このため、比較例８のＦｅ系非晶質合金は、軟磁気特性に優れたＦｅ系合金の素材として利用できるものではなく、また、比較例８のＦｅ系合金は軟磁気特性が十分でなかった。

比較例９は、Ｃｕを含まない例であり、これを素材とするＦｅ系合金の平均結晶粒径が６０ｎｍを超えてしまい、軟磁気特性が十分ではなかったため、軟磁気特性に優れたＦｅ系合金の素材として利用できるものではなかった。

比較例１０は、Ｃｕの組成比ｄが３原子％を超えており、単ロ－ル装置で急冷して鋳造した薄帯のＸ線回折測定の結果、Ｆｅの（１１０）面の回折ピークが明確に存在していた。急冷後の薄帯の金属組織は粗大な結晶組織となり、非晶質合金を得ることができなかった。そのため、示差走査熱量測定法によるピーク温度の測定や、熱処理による微細結晶化、熱処理後の磁気特性評価を行うことができないため、表１～表３の欄中に「－」と記載した。従って、比較例１０の急冷後の合金は、Ｆｅ系合金の素材として利用できるものではなかった。

Claims (6)

1. 組成式がＦｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＮ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦１０、５≦ｂ≦２０、１．０≦ｃ≦３、０＜ｄ≦１、０．１０＜ｅ≦３、３＜ｃ＋ｅ＜６を満たし、
   Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が０．２５ｄｅｇ以上であり、
   金属組織が平均粒径６０ｎｍ以下の微細結晶組織からなることを特徴とする、Ｆｅ系合金薄帯。
2. 前記金属組織が熱処理前の非晶質組織からなる段階での、Ｘ線源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ以上８ｄｅｇ以下であり、
   前記金属組織が熱処理後の前記微細結晶組織からなる段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が、前記非晶質組織からなる熱処理前の段階でのｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅に対して、１／３０以上、１／３以下であり、
   前記熱処理が、昇温速度：５℃／分以上１００℃／分以下、均熱温度が、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ１ ）以上第二発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ２ ）以下、均熱時間が０．５時間以上６時間以下の熱処理であることを特徴とする、請求項１に記載のＦｅ系合金薄帯。
3. 組成式がＦｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ}Ｂ_ａＳｉ_ｂＸ_ｃＣｕ_ｄＺ_ｅで表されるとともに残部が不純物元素からなり、但し、前記組成式におけるＸはＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの群から選択される一種または２種以上の元素であり、ＺはＮ、Ｐ、Ｓの群から選択される一種または２種以上の元素であり、組成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ原子％で、４≦ａ≦１０、５≦ｂ≦２０、１．０≦ｃ≦３、０＜ｄ≦１、０．１０＜ｅ≦３、３＜ｃ＋ｅ＜６を満たし、
   金属組織が非晶質組織からなり、
   Ｘ源としてＣｏ－Ｋα線を用いたＸ線回折パターンにおけるｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が６ｄｅｇ以上８ｄｅｇ以下であることを特徴とする、Ｆｅ系非晶質合金薄帯。
4. 昇温速度：５℃／分以上１００℃／分以下、均熱温度が、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ１ ）以上第二発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ２ ）以下、均熱時間が０．５時間以上６時間以下の熱処理により前記金属組織を平均粒径６０ｎｍ以下の微細結晶組織にした場合のｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が、前記金属組織が前記非晶質組織からなる場合のｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅に対して、１／３０以上、１／３以下の範囲であることを特徴とする請求項３に記載のＦｅ系非晶質合金薄帯。
5. 昇温速度：５℃／分以上１００℃／分以下、均熱温度が、示差走査熱量測定法により測定した第一発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ１ ）以上第二発熱部ピーク温度（Ｔ _ｐ２ ）以下、均熱時間が０．５時間以上６時間以下の熱処理により前記金属組織を平均粒径６０ｎｍ以下の微細結晶組織にした場合のｂｃｃ－Ｆｅの（１１０）面の回折ピークの半値幅が０．２５ｄｅｇ以上であることを特徴とする請求項４に記載のＦｅ系非晶質合金薄帯。
6. 曲げ破壊直径が１ｍｍ以下であることを特徴とする請求項３乃至請求項５の何れか一項に記載のＦｅ系非晶質合金薄帯。