JPH03219009A - Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、優れた磁気特性を有するＦｅ基軟磁性合金を
特に各種トランス、チョークコイル、可飽和リアクトル
、磁気ヘッド等に好適な低磁歪Ｆｅ基軟磁性合金を製造
方法に関するものである。

〔従来の技術及び問題点〕

従来、高周波トランス、磁気ヘッド、可飽和リアクトル
、チョークコイル等の磁心材料として、うず電流損が少
ない等の利点を有するフェライトが主に用いられていた
。しかしフェライトは飽和磁束密度か低く、温度特性も
悪いため、高周波トランスやチョークコイルに用いる場
合磁心を小形化することか困難であるという欠点かあっ
た。

またこれらの用途に対しては、含浸、モールド等を行っ
たり、加工を行っても特性劣化か小さく、内部に歪みか
残留していても比較的優れた軟磁気特性を示すという理
由のために、特に磁歪か小さい合金か好まれ、使用され
ている。

磁歪か特に小さい軟磁性合金としては、６．５ｗｔ％ケ
イ素鋼やＦｅ−５ｉ−Ａ　Ｅ合金、８０ｗｔ％Ｎｉパー
マロイ合金等が知られており、飽和磁歪λｓ　＞　０か
実現されている。

しかし、ケイ素鋼は飽和磁束密度は高いか軟磁気特性、
特に高周波における透磁率やコア損失か劣るという欠点
かある。Ｆｅ−３ｉ−，１合金は、ケイ素鋼より軟磁気
特性か優れているか、Ｃｏ基アモルファス合金等と比へ
ると十分でなく、その上、脆化しているため薄帯化して
も巻いたり、加工するのかひしように困難な欠屯かある
。８０ｗｔ％Ｎｉパーマロイ合金は、飽和磁束密度か８
ＫＧ程度と低く、磁歪は小さいか塑性変形しやすいため
特性か変形により劣化する欠点かある。

近年、このような従来の磁心材料に対抗するものとして
高い飽和磁束密度を有する非晶質磁性合金か有望視され
ており、種々の組成のものか開発されている。非晶質合
金は主としてＦｅ系とＣｏ系に大別され、Ｆｅ系の非晶
質合金は材料コストかＣｏ系に比へ安くつくという利点
がある反面、一般的に高周波においてＣｏ系非晶質合金
よりコア損失が大きく、透磁率も低いという問題かある
。

これに対しＣｏ系の非晶質合金は高周波のコア損失か小
さく、透磁率も高いか、コア損失や透磁率の経時変化か
大きく実用上問題か多い。さらに高価なＣｏを主原料と
するため価格的な不利は免れない。

このような状況化てＦｅ基非晶質磁性合金について種々
の提案かなされた。

特公昭６０−１７０１９号は、７４〜８４原子％のＦｅ
と、８〜２４原子％のＢと、１６原子９６以下のＳｉ及
び３原子％以下のＣの少なくとも１つとからなる組成を
有し、その構造の少くとも８５％か非晶質金属素地の形
を有し、かつ非晶質金属素地の全体にわたって不連続に
分布した合金成分の結晶質析出粒子群を有しており、結
晶質の粒子群は０．０５〜１μｍの平均粒度及び１〜１
０μｍの平均粒子間距離を有しており、粒子群は全体の
０．０１〜０．３の平均容積分率を占めていることを特
徴とするＦｅ基基礎硼素磁性非晶質合金開示している。

この合金の結晶質粒子群は磁壁のピンニング点として作
用する不連続な分布のα−（Ｆｅ、Ｓｉ）粒子群である
とされている。

しかし、このＦｅ基非晶質磁性合金は不連続な結晶質粒
子群の存在によりコア損失か減少しているか、それでも
コア損失は依然大きく、透磁率もＣｏ基非晶質合金並の
特性は得られず、本発明の目的とする高周波トランスや
チョークの磁心用材料としては満足でない。

また特開昭６０−５２５５７号はＦｅ、　Ｃｕｂ　Ｂ、
　ＳＬ（ただし７５≦ａ≦８５．Ｏ≦ｂ≦１．５．１０
≦Ｃ≦２０ｄ≦１０かつｃ＋ｄ≦３０）からなる低損失
非晶質磁性合金を開示している。

しかし、このＦｅ基非晶質合金はＣｕを含有しているた
めにコア損失か著しく低下しているか、それでも上記結
晶質粒子含有Ｆｅ基非晶質合金と同様に満足ではない。

さらにコア損失の経時変化、透磁率等に関しても十分て
はないという問題かある。

さらに、磁歪を低減する方法としては、たとえば、ＭＯ
又はＮｂによって低磁歪化を図り、併せて低損失化する
試みかある　（Ｉｎｏｍａｔｅ　ｅｔ　ａｌ、、　Ｊ、
Ａｐｐｌ。

Ｐｈｙｓ、　５４（１１）、　Ｎｏｖ、　１９８３　ｐ
６５５３〜ｐ６５５７）。

しかし、Ｆｅ基アモルファス合金の場合は飽和磁歪λＳ
と飽和磁化Ｍｓの２乗がほぼ比例関係にあることか知ら
れており（牧野、他−日本応用磁気学会第４回研究会資
料（１９７８）、　４３　）　、飽和磁化かほとんど零
にならないと磁歪か零に近すかない。

このような組成ではキュリー温度か著しく低く実用材料
にはならない。このため現在使用されているＦｅ基アモ
ルファス合金は磁歪か十分小さくなっておらず、含浸を
行った場合等は軟磁気特・注力・劣化した状態で使用さ
れており、Ｃｏ基アモルファス合金より著しく軟磁気特
性は劣っている。

従って、本発明の目的はコア損失、コア損失の経時変化
、透磁率その他の磁気特性に優れた新規なＦｅ基軟磁性
合金を製造する方法を提供することである。

本発明のもう１つの目的は、軟磁気特性（特に高周波磁
気特性）に優れ、含浸や変形等による特性劣化の小さい
低磁歪のＦｅ基軟磁性合金を製造する方法を提供するこ
とである。

〔問題点を解決するための手段〕 上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はＦｅ−３
ｉ−Ｂを基本成分とする合金にＣｕと、Ｎｂ、　Ｗ、　
Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ及びＭｏからなる群から
選ばれる少なくとも１種の元素とを複合添加し、−旦非
晶質合金とした後で適当な熱処理をすることにより、組
織の大半か微細結晶粒からなる軟磁気特性に優れたＦｅ
基軟磁性合金を得られることを発見し、本発明に想到し
た。

すなわち、本発明の第一のＦｅ基軟磁性合金を製造方法
は、一般式・ ＣＦｅ１−ａ　Ｍａ）１００−ｘ−ｙ−ｚ−ａｃＬＩｘ
ｓｌｙＢｚＭ　−ｙ（ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉ
であり、Ｍ′はＮｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及び
ＭＯ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、ｘ、ｙ、ｚ及びαはそれぞれ０≦ａ≦０゜５．
０．１≦ｘ≦３．０≦ｙ≦３０，０≦ｚ≦２５．５≦ｙ
＋Ｚ≦３０及び０．１≦α≦３０を満たす。）により表
される組成を有し、組織の少なくとも５０％が１０００
Å以下の平均粒径を有する微細な結晶粒からなり、残部
か実質的に非晶質であるＦｅ基軟磁性合金を製造する方
法であって、前記組成の溶湯を急冷することにより非晶
質合金とする工程と、これにその平均粒径が１０００Å
以下の微細な結晶粒を形成するための熱処理を施す工程
とを含むことを特徴とする。

また本発明の第二のＦｅ基軟磁性合金を製造方法は、一
般式： ％式％ （たたし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉてあり、Ｍ′はＮｂ
Ｗ、　Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ及びＭＯからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素２Ｍ″はＶ、　Ｃ
ｒ、　Ｍｎ。

ＡＩ、白金属元素、　Ｓｃ、　Ｙ、　　希土類元素、　
Ａｕ、　Ｚｎ５ｎ、　Ｒｅ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、ｘ、ｙ、ｚ、　　α及び
βはそれぞれ０　≦ａ≦０．５．　０．１≦ｘ≦３．０
≦ｙ≦３０，０　≦ｚ≦２５．５≦ｙ＋ｚ≦３０．　０
．１≦α≦３０．及びβ≦ＩＯを満たす。）により表さ
れる組成を有し、組織の少なくとも５０％が１０００Å
以下の平均粒径を有する微細な結晶粒からなり、残部か
実質的に非晶質であるＦｅ基軟磁性合金を製造する方法
であって、前記組成の溶湯を急冷することにより非晶質
合金とする工程と、これにその平均粒径か１０００Å以
下の微細な結晶粒を形成するための熱処理を施す工程と
を含むことを特徴とする。

また本発明の第三のＦｅ基軟磁性合金を製造方法は、一
般式・ （Ｆｅ、−ａＭａ）ｔｏｏ−ｘ−ｙ−ｚ−ｚ−ｒｃｕｘ
ｓ！ｙＢｚＭ’　、７Ｘｙ（原子％） （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮ１てあり、Ｍ′はＮｂ
。

Ｗ、　Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ及びＭｏからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＸはＣ，Ｇｅ、
　Ｐ、　Ｇａ。

Ｓｂ、　　Ｉｎ、　Ｂｅ、　Ａｓ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、ｘ、ｙ、ｚ、　α
及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．５．０．１≦ｘ≦３．０
≦ｙ≦３０．０≦ｚ≦２５，５≦ｙ＋ｚ≦３０．　０．
１≦α≦３０及びγ≦１０を満たす。）により表される
組成を有し、組織の少なくとも５０％か１０００Å以下
の平均粒径を有する微細な結晶粒からなり、残部か実質
的に非晶質であるＦｅ基軟磁性合金を製造する方法であ
って、前記組成の溶湯を急冷することにより非晶質合金
とする工程と、これにその平均粒径が１０００Å以下の
微細な結晶粒を形成するための熱処理を施す工程とを含
むことを特徴とする。

さらに本発明の第四のＦｅ基軟磁性合金を製造方法は、
一般式： ％式％ （たたし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉてあり、Ｍ′はＮｂ
Ｗ、　Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ及びＭｏからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素２Ｍ″はＶ、　Ｃ
ｒ、　Ｍｎ。

Ａβ、白金属元素、　Ｓｃ、　Ｙ、　　希土類元素、　
Ａｕ、　Ｚｎ５ｎ、　Ｒｅからなる群から選ばれた少な
くとも１種の元素、ＸはＣ，Ｇｅ、　Ｐ、　Ｇａ、　Ｓ
ｂ、　Ｉｎ、　Ｂｅ、　Ａｓ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、ｘ、ｙ、ｚ、　　α、
β及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．５．０．１≦ｘ≦３．
０≦ｙ≦３０，０≦ｚ≦２５．５≦ｙ＋ｚ≦３０．　０
．１≦α≦３０．β≦１０及びγ≦１０を満たす。）に
より表される組成を有し、組織の少なくとも５０　％か
１０００Å以下の平均粒径を有する微細な結晶粒からな
り、残部か実質的に非晶質であるＦｅ基軟磁性合金を製
造する方法であって、前記組成の溶湯を急冷することに
より非晶質合金とする工程と、これにその平均粒径か１
０００Å以下の微細な結晶粒を形成するための熱処理を
施す工程とを含むことを特徴とする。

〔実施例〕

本発明の方法により製造するＦｅ基軟磁性合金をおいて
、Ｆｅは０〜０．５の範囲てＣｏ及び／又はＮｉで置換
してもよい。しかし、良好な磁気特性（低コア損失、低
磁歪）を得るためには、Ｃｏ及び／又はＮ１の含有量“
ａ”は０〜０．１の範囲か好ましい。

特に低磁歪の合金とするためには、ａの範囲を０〜０．
０５の範囲にするのか好ましい。

本発明において、Ｃｕは必須元素であり、その含有量Ｘ
は０．１〜３原子％の範囲である。０．１原子％より少
ないとＣｕの添加によるコア損失低下、透磁率上昇の効
果かほとんどなく、一方３原子％より多いとコア損失か
未添加のものよりかえって大きくなることかあり、透磁
率も劣化する。本発明において好ましいＣｕの含有量Ｘ
は０．５〜２原子％てあり、この範囲ではコア損失が特
に小さく透磁率か高い。

Ｃｕのコア損失低下、透磁率上昇作用の原因は明らかで
はないか次のように考えられる。

ＣｕとＦｅの相互作用パラメータは正であり、固溶度は
低いか、Ｆｅ基原子同志またはＣｕ原子同志か寄り集ま
りクラスターを形成するため組成ゆらぎか生じる。この
ため部分的に結晶化しやすい領域が多数でき、そこを核
とした微細な結晶粒か生成される。この結晶はＦｅを主
成分とするものであり、ＦｅとＣｕの固溶度はほとんど
ないため結晶化によりＣｕは微細結晶粒の周囲にはき出
され、結晶粒周辺のＣｕ１ｔ１度か高くなる。このため
結晶粒は成長しにくいと考えられる。

Ｃｕ添加により結晶核か多数できることと結晶粒か成長
しにくいため結晶粒微細化か起こると考えられるか、こ
の作用はＮｂ、　Ｔａ、　Ｗ、　Ｍｏ、　Ｚｒ、　Ｈｆ
、Ｔｉ等の存在により特に著しくなると考えられる。

Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｗ、　Ｍｏ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ
等か存在しない場合は結晶粒はあまり微細化されず軟磁
気特性も悪い。Ｎｂ、　Ｍｏは特に効果か大きいか、こ
れらの元素の中でＮｂを添加した場合特に結晶粒か細く
なりゃすく、軟磁気特性も優れたものか得られる。また
Ｆｅを主成分とする微細結晶相か生ずるためＦｅ基非晶
質合金に比へる磁歪か小さくなり、内部応力歪による磁
気異方性か小さくなることも軟磁気特性か改善される理
由と考えられる。

Ｃｕを添加しない場合は結晶粒は微細化されにくく、化
合物相が形成しやすいため結晶化により磁気特性は劣化
する。

Ｓｉ及びＢは、合金組織の微細化に特に有用な元素であ
る。本発明のＦｅ基軟磁性合金を、好ましくは、−旦Ｓ
ｉ、　Ｂの添加効果により非晶質合金とした後て熱処理
により微細結晶粒を形成させることにより得られる。Ｓ
ｉ及びＢの含有量ｙ及びＺの限定理由は、ｙか０〜３０
原子％、Ｚか０〜２５原子％、ｙ＋ｚか５〜３０原子％
でないと、合金の飽和磁束密度の著しい減少かあること
である。

本発明において、ｙの好ましい範囲は６〜２５原子％て
あり、Ｚの好ましい範囲は２〜２５原子％であり、ｙ＋
ｚの好ましい範囲は１４〜３ｏ原子％の範囲である。Ｓ
ｉ含有量ｙの限定理由は、ｙが２５原子％を超えると軟
磁気特性の良好な条件では磁歪が大きくなってしまい好
ましくな（、ｙが６原子％未満では十分な軟磁気特性か
得られないためである。Ｂの含有量Ｚの限定理由は、Ｚ
が２原子％未満ては均一な結晶粒組織が得にくくて軟磁
気特性が劣化し、Ｚが２５原子％を超えると軟磁気特性
の良好な熱処理条件では磁歪か大きくなってしまい好ま
しくないためである。ＳｉとＢの総和量ｙ＋ｚの値に関
しては、ｙ＋ｚが１４原子％未満ではロール法による非
晶質化が困難になる。一方、ｙ＋ｚが３０原子％を超え
ると飽和磁束密度の著しい低下および軟磁気特性の劣化
および磁歪の増加がある。

より好ましいＳｉ、　Ｂ含有量の範囲は１０≦ｙ≦２５
゜３≦ｚ≦１８．１８≦ｙ十ｚ≦２８であり、この範囲
では一５Ｘ１０−’〜＋５Ｘ１０−’の範囲の飽和磁歪
で軟磁気特性の優れた合金が得られやすい。

特に好ましくは１１≦ｙ≦２４，３≦ｚ≦９，１８≦ｙ
十ｚ≦２７てあり、この範囲では−１，５Ｘ　　１０−
’〜＋１．５　Ｘｌ０−’の範囲の飽和磁歪の合金か得
られやすい。

本発明においてＭ′はＣｕとの複合添加により析出する
結晶粒を微細化する作用を有するものであり、Ｎｂ、　
Ｗ、　Ｔａ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｔｉ及びＭｏからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素である。Ｎｂ等は
合金の結晶化温度を上昇させる作用を存するが、クラス
ターを形成し結晶化温度を低下させる作用を有するＣｕ
との相互作用により、結晶粒の成長を抑え、析出する結
晶粒か微細化するものと考えられる。

Ｍ′の含有量αは０．１〜３０原子％であり、０．１原
子％未満だと結晶粒微細化の効果か不十分であり、３０
原子％を超えると飽和磁束密度の著しい低下を招く。好
ましいＭ′の含有量αは１〜１０原子％である。より好
ましいαの範囲は２≦α≦８であり、この範囲で特に優
れた軟磁性か得られる。

なおＭ′としてＮｂ及びＭｏが好ましく、Ｎｂが磁気特
性の面で最も好ましい。またＭ′の添加によりＣ。

基高透磁率材料と同等の高い透磁率を有するようになる
。

Ｖ、　Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ａ１．白金属元素、　Ｓｃ、　
Ｙ、希土類元素、　Ａｕ、　Ｚｎ、　Ｓｎ、　Ｒｅから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素であるＭ　ｕ
は耐食性を改善したり、磁気特性を改善したり、磁歪を
調整したりする目的のために添加することかできるもの
であるが、その含有量はせいぜい１０原子％以下である
。

それは含有量力月Ｏ原子％を超えると著しい飽和磁束密
度の低下を招くためであり、特に好ましい含有量は５原
子％以下である。

これらの中でＲｕ、　Ｒｈ、　Ｐｄ、　Ｏｓ、　Ｉｒ、
　Ｐｒ、　Ａｕ、　Ｃｒ■から選ばれる少なくとも１種
の元素を添加した場合は特に耐食性、耐摩耗性に優れた
合金となるため、磁気ヘッド材等として好適である。

本発明の合金において、Ｃ，Ｇｅ、　Ｐ、　Ｇａ、　Ｓ
ｂ、　ＩｎＢｅ、　Ａｓからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素Ｘを１０原子％以下含み得る。これらの
元素は非晶質化に有効な元素であり、Ｓｉ、　Ｂと共に
添加することにより合金の非晶質化を助けると共に、磁
歪やキュリー温度の調整に効果がある。

以上を整理すると、一般式： ％式％ により表されるＦｅ基軟磁性合金を場合、ａ、　Ｘ、　
ｙ。

２、αの一般的な範囲は、 ０≦ａ≦０．５ ０．１≦ｘ≦３ ０≦ｙ≦３０ ０≦　Ｚ　≦２５ ５≦ｙ十ｚ≦３０ ０．１≦α≦３０ であり、好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．１≦ｘ≦３ ６≦ｙ≦２５ ２≦ｚ≦２５ １４≦ｙ＋ｚ≦３０ １≦α≦１０ であり、より好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ Ｏ０５≦ｘ≦２ １０≦ｙ≦２５ ３≦ｚ≦１８ １８≦ｙ＋ｚ≦２８ ２≦α≦８ であり、最も好ましい範囲は ０≦ａ≦０．０５ ０．５≦ｘ≦２ １１　　≦ｙ≦２４ ３≦　Ｚ　≦９ １８≦ｙ十ｚ≦２７ ２≦　α　≦８ である。

また一般式 ％式％ により表されるＦｅ基軟磁性合金を場合、ａ、　Ｘ。

Ｚ、α、βの一般的な範囲は、 ０≦ａ≦０．５ ０、Ｉ≦ｘ≦３ ０≦ｙ≦３０ ０≦ｚ≦２５ ５≦ｙ十ｚ≦３０ ０．１≦α≦３０ β≦１０ てあり、好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．１≦ｘ≦３ ６≦ｙ≦２５ ｙ。

２≦　Ｚ　≦２５ １４　≦ｙ＋ｚ　≦３０ １　≦α　≦１０ β≦５ てあり、より好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．５≦ｘ≦２ １０≦ｙ≦２５ ３≦ｚ≦１８ １８≦ｙ十ｚ≦２８ ２≦α≦８ β≦５ てあり、最も好ましい範囲は ０≦ａ≦０．０５ ０．５≦ｘ≦２ １１　≦ｙ≦２４ ３≦ｚ≦９ １８≦ｙ＋ｚ≦２７ ２≦α≦８ β≦５ である。

また一般式： ％式％（ により表されるＦｅ基軟磁性合金を場合、ａ、　Ｘ。

Ｚ、α、γの一般的な範囲は、 ０≦ａ≦０．５ ０．１≦ｘ≦３ ０≦ｙ≦３０ ０≦ｚ≦２５ ５≦ｙ十ｚ≦３０ ０．１≦α≦３０ γ≦１０ てあり、好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．１≦ｘ≦３ ６≦ｙ≦２５ ２≦ｚ≦２５ １４≦ｙ十ｚ≦３０ ■≦α≦１０ γ≦５ ｙ・ であり、より好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．５≦ｘ≦２ １０≦ｙ≦２５ ３≦ｚ≦１８ １８≦ｙ＋ｚ≦２８ ２≦α≦８ γ≦５ であり、最も好ましい範囲は ０≦ａ≦０．０５ ０．５≦ｘ≦２ １１　≦ｙ≦２４ ３≦ｚ≦９ １８≦ｙ＋ｚ≦２７ ２≦α≦８ γ≦５ である。

また一般式： ％式％ により表されるＦｅ基軟磁性合金を場合、αＭ″ ａ。

Ｂｘγ ｘ、　　ｙ。

２、α、β、γ　の一般的な範囲は、 ０≦ａ≦０．５ ０．１≦ｘ≦３ ０≦ｙ≦３０ ０≦ｚ≦２５ ５≦ｙ＋ｚ≦３０ ０．１≦α≦３０ β≦１０ γ≦１０ であり、好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．１≦ｘ≦３ ６≦ｙ≦２５ ２≦ｚ≦２５ １４≦ｙ＋ｚ≦３０ ■≦α≦ＩＯ β≦５ γ≦５ であり、より好ましい範囲は ０≦ａ≦０．１ ０．５≦ｘ≦２ １Ｏ≦ｙ≦２５ ３≦　Ｚ　≦１８ １８　≦ｙ＋ｚ　≦２８ ２≦α≦８ β≦５ γ≦５ であり、最も好ましい範囲は ０≦ａ≦０．０５ ０．５≦ｘ≦２ １１　≦ｙ≦２４ ３≦ｚ≦９ １８≦ｙ＋ｚ≦２７ ２≦α≦８ β≦５ γ≦５ である。

上記組成を有するＦｅ基軟磁性合金を組織の少なくとも
５０％以上か微細な結晶粒からなる。微細結晶粒の割合
か５０９６未満であると、透磁率の増大やコア損の低減
等か十分でなくなる。

この結晶粒はｂＣＣ構造のα−Ｆｅを主体とするもので
ＳｉやＢ等が固溶していると考えられる。この結晶粒は
１０００Å以下と著しく小さな平均粒径を有することを
特徴とし、合金組織中に均一に分布している。結晶粒の
平均粒径とは各粒子の最大寸法を平均したものである。

平均粒径が１０００人を超えると良好な軟磁気特性が得
られなくなる。

好ましい平均粒径は５００Å以下であり。より好ましく
は２００Å以下であり、特に５０〜２００人である。

合金組織のうち微細結晶粒以外の部分は主に非晶質であ
る。なお微細結晶粒の割合が実質的に１００％になって
も本発明のＦｅ基軟磁性合金を十分に優れた磁気特性を
示す。

なお、本発明においては、微細結晶粒の割合は線分法に
より求める。この線分法は一般的な方法であり、組織写
真中に引かれた任意の線分（長さし）が横切る各結晶粒
の長さ（Ｌ３．　Ｌ２．　Ｌ２＋・Ｌ、）の合計（Ｌ＋
　＋　Ｌ２　＋　Ｌｓ＋・・・Ｌ、）を求め、これをＬ
で割ることにより、結晶粒の割合を求めるものである。

なお、結晶粒の割合か約７０％以上と多くなると、結晶
粒かほぼ組織全体を占めるように見えるが、この場合で
も幾分非晶質相か存在するものと考えられる。というの
は、結晶粒の外周部が顕微鏡写真ではぼやけて見えるが
、これは非晶質相の存在によるためであると考えられる
からである。この前提に立つと、ぼやけて見える外周部
の割合から、大体の非晶質相の割合がわかる。

このように結晶粒の割合が多い場合、割合を正確な数値
で表すことは極めて困難であり、はとんど結晶粒からな
るというように表現せざるを得ない。

なお、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の合金組
成と同一とみなすことかできるのはもちろんである。

次に本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造方法について説明
する。

まず上記所定の組成の溶湯から、片ロール法、双ロール
法等の公知の液体急冷法によりリボン状の非晶質合金を
形成する。通常、片ロール法等により製造される非晶質
合金リボンの板厚は５〜１００μｍ程度であるか、板厚
か２５μｍ以下のものか高周波において使用される磁心
材料として特に適している。

この非晶質合金は結晶相を含んでいてもよいか、後の熱
処理により微細な結晶粒を均一に生成するためには非晶
質であるのが望ましい。液体急冷法により、熱処理を経
ずに本発明の合金を得ることも可能である。

この場合、微細な結晶粒を生成するためには、（ａｌリ
ボンの肉厚を比較的大きくしたり、（ｂ）ロール速度を
遅くしたり、（Ｃ）ロール材質として熱伝導率の比較的
小さなものを使用したり、（ｄｌ溶湯温度を比較的高く
したり、（ｅ）ロールを２００〜３００℃程度に加熱す
る等の手段を、単独で用いるか併用することにより、Ｆ
ｅ基合金の急冷速度を低下させればよい。

非晶質リボンは熱処理の前に巻回、打ち抜き、エツチン
グ等をして所定の形状に加工する。というのは非晶質の
段階ではリボンは加工性か良いか、−旦結晶化すると加
工性か著しく低下するからである。

熱処理は所定の形状に加工した非晶質合金リボンを通常
真空中または水素、窒素等の不活性ガス雰囲気中におい
て一定時間保持し行なう。熱処理温度及び時間は非晶質
合金リボンからなる磁心の形状、サイズ、組成等により
異なるか、一般的に４５０℃〜７００℃て５分から２４
時間程度か望ましい。熱処理温度か４５０　’Ｃ未満で
あると結晶化が起こりにくく、熱処理に時間がかかりす
ぎる。

また７００℃より高いと粗大な結晶粒が生成するおそれ
があり、微細な結晶粒を均一に得ることができなくなる
。また熱処理時間については、５分未満ては加工した合
金全体を均一な温度とすることが困難であり磁気特性か
ばらつきやすく、２４時間より長いと生産性が悪くなる
だけでなく結晶粒の過剰な成長により磁気特性の低下か
起こりやすい。好ましい熱処理条件は、実用性及び均一
な温度コントロール等を考慮して、５００〜６５０℃て
５分〜６時間である。

熱処理雰囲気は不活性ガス雰囲気か望ましいか、大気中
等の酸化性雰囲気でも良い。冷却は空冷や炉冷等により
、適宜行うことかできる。また場合によっては多段の熱
処理を行うこともてきる。

熱処理を磁場中で行うこともできる。磁場中熱処理によ
り本合金に磁気異方性を生じさせることかできる。本合
金からなる磁心の磁路方向に磁場を印加し熱処理した場
合は、Ｂ−Ｈカーブの角形性が良いものか得られ、可飽
和リアクトル用磁心、磁気スイッチ、パルス圧縮用コア
、スパイク電圧防止用リアクトル等に好適となる。一方
磁路と直角方向に磁場を印加し熱処理した場合は、Ｂ−
Ｈカーブか傾斜し、低角形比て恒透磁率性に優れたもの
が得られ、動作範囲か広がるので、トランス、やノイズ
フィルター、チョークコイル等に好適となる。

磁場は熱処理の間中かける必要はなく、合金のキュリー
温度Ｔｃより低い温度のときにあればよい。本発明の場
合、結晶化しているために非晶質の場合よりキュリー温
度が上昇しており、非晶質合金のキュリー温度より高い
温度でも磁場中熱処理か適用できる。磁場中熱処理の場
合も熱処理を２段階以上で行うことかできる。また回転
磁場中で熱処理を行うこともできる。

また本発明のＦｅ基軟磁性合金をそれ以外にスパッター
法等の薄膜化技術を用いて製造することも可能であり、
薄膜磁気ヘッド等を作製することかできる。また回転液
中防止法やガラス被覆防糸法等により細線状のものも作
製できる。

またキャビテーション法やアトマイズ法あるいは単にロ
ール法等により作製した薄帯を粉砕する等により粉末状
のものも製造することか可能である。

このような粉末状の本発明合金は、圧粉成形することに
より圧粉磁心やバルク体を製造することができる。

また、本合金を磁心に使用する場合、表面に熱処理や化
学処理により酸化物層を形成したり、絶縁物を塗付ある
いは付着させる等の方法により層間絶縁を行えば、特に
良好な特性が得られる。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、
本発明はこれらに限定されるものではない。

実施例１ 原子％でＣｕ　１％、Ｓｉ　１３．４％、８９．１％、
Ｎｂ３．１％及び残部実質的にＦｅからなる組成の溶湯
から、片ロール法により巾５　ｍｍ、厚さ１８μｍのリ
ボンを作製した。このリボンのＸ線回折を測定したとこ
ろ非晶質合金に典型的なハローパターンが得られた。ま
たこのリボンの透過電子顕微鏡写真（３０％倍）を第２
図に示す。Ｘ線回折及び第２図から明らかなように、得
られたリボンはほぼ完全な非晶質であった。

次にこの非晶質リボンから内径１５ｍｍ及び外径１９ｍ
ｍの巻磁心を形成し、窒素ガス雰囲気中で５５０℃で１
時間熱処理を行った。熱処理後のリボンの透過電子顕微
鏡写真（３０％倍）は第１　（ａ）図に示す通りであっ
た。第１　ｆｂ）図は第１　（８１図の写真の微細結晶
粒を概略的に示す図である。第１　（８１図及び第１（
ｂ）図から、熱処理後のリボンの組織の大部分が微細な
結晶粒からなることがわかる。また熱処理後の合金が結
晶粒を有することはＸ線回折によっても確認された。結
晶粒の平均粒径は約１００人であった。また比較のため
、Ｃｕを添加していないＦｅ７ａ、　ｓ　Ｎｂｓ　５ｉ
ｎｓ、　ｓ　Ｂｅ非晶質合金を５５０℃で１時間熱処理
した場合の透過電子顕微鏡写真（３０％倍）は第１　（
Ｃ１図に、その結晶粒の概略図を第１（ｄ）図にそれぞ
れ示す。

ＣｕとＮｂを複合添加した本発明の合金の結晶粒の形は
球状に近く、平均粒径的１００人程度と著しく微細化さ
れている。これに対して、Ｃｕを添加せずＮｂだけ添加
した場合は、結晶粒は粗大化しており、結晶粒の形状も
球状に近いものが少ない。Ｃｕ及びＮｂの複合添加によ
り、得られる結晶粒の大、きさ及び形態か著しく変化す
ることが確認された。

次に熱処理前後のリボン状Ｆｅ基軟磁性合金について、
磁束密度の波高値Ｂｍ＝２ｋＧ及び周波数１００ｋＨｚ
におけるコア損失Ｗ２７．。。、を測定したところ、熱
処理前のものは４０００ｍ　Ｗ／　ｃ　ｃ、熱処理後の
ものは２２０　ｍＷ／　ｃ　ｃであった。また周波数Ｉ
　ＫＨｚ　、　Ｈｍ＝　５　ｍｏｅにおける実効透磁率
μｅを測定したところ、前者（熱処理前）は５００、後
者（熱処理後）は１００２００であった。これから、本
発明の熱処理により非晶質合金中に微細な結晶粒を均一
に形成することにより、コア損失が著しく低下するのみ
ならず透磁率が著しく高くなることが分かる。

実施例２ 原子％でＣｕ　１％、Ｓｉ　１５％、８９％、Ｎｂ３％
、Ｃｒ１％及び残部実質的にＦｅからなる組成の溶湯か
ら、実施例１と同様にして、リボンを作製した。

このリボンのＸ線回折を測定したところ、第３図（ａ）
に示すような非晶質合金に典型的なハローパターンが得
られた。またこのリボンの透過電子顕微鏡写真（３０％
倍）と第３（ａ）図のＸ線回折から明らかなように、得
られたリボンはほぼ完全な非晶質であった。

次にこの非晶質リボンに実施例１と同様の熱処理を行っ
た。熱処理後のリボンのＸ線回折パターンは第３図（ｂ
）に示すように結晶ピークが認められた。この熱処理後
のリボンの透過電子顕微鏡写真（３０％倍）から、熱処
理後の組織の大部分が微細な結晶粒からなることがわか
った。結晶粒の平均粒径は約１００人であった。Ｘ線回
折パターン及び透過電子顕微鏡写真による分析から、こ
の結晶粒はＳｉ、　Ｂ等が固溶したαＦｅであると推定
される。

次に熱処理前後のＦｅ基軟磁性合金をついて、磁束密度
の波高値Ｂｍ＝２ｋＧ及び周波数１００ｋＨｚにおける
コア損失Ｗ２７１゜。、を測定したところ、熱処理前の
ものは４１００　ｍＷ／ｃｃ、熱処理後のものは２４０
　ｍＷ／　ｃｃであった。

また周波数Ｉ　ＫＨ２、Ｈｍ＝　５　ｍｏｅにおける実
効透磁率μｅを測定したところ、前者（熱処理前）は４
８０、後者（熱処理後）は１００１００てあった。

実施例３ 原子％でＣｕ　１％、Ｓｉ　１６．５％、８６％、Ｎｂ
　３９６、及び残部実質的にＦｅからなる組成の溶湯か
ら、実施例１と同様にして、幅５　ｍｍ、厚さ１８μｍ
のリボンを作製した。このリボンのＸ線回折を測定した
ところ非晶質合金に典型的なハローパターンか得られた
。得られたリボンはほぼ完全な非晶質であった。

次にこの非晶質リボンから内径１５ｍｍ及び外径１９ｍ
ｍの巻磁心を形成し、窒素ガス雰囲気中５５０℃て１時
間熱処理を行った。熱処理後のリボンのＸ線回折を行っ
たところｂｃｃ構造のＦｅ−固溶体と思われる結晶ピー
クが認められた。またこのリボンの透過電子顕微鏡写真
（３０万倍）から、熱処理後の組織の大部分は超微細な
結晶粒からなることがわかった。結晶粒の平均粒径は約
１００人であった。

次に熱処理後のＦｅ基軟磁性合金を磁束密度の波高値Ｂ
ｍ＝　２　ＫＧ及び周波数１００ＫＨｚにおけるコア損
失Ｗ　２　ｙ　ｌｏ　ｏ　＊を測定したところ、熱処理
前のものは４０００ｍＷ／　ｃｃ、熱処理後のものは２
２０ｍＷ　／　ｃｃであった。また周波数ＩＫＨｚ　、
Ｈｍ＝５ｍＯｅ　ｉ：おける実効透磁率μｍｌｋを測定
したところ、前者（熱処理前）は５００、後者（熱処理
後）は１００２００であった。

次にＣｕとＮｂを複合添加した本合金の飽和磁歪λＳを
測定した。熱処理前の非晶質状態では＋２０．７Ｘ１０
−６であった値が、５５０℃て１時間熱処理することに
より＋１．３　ｘ　１０−６まて低下し、従来のＦｅ基
アモルファス合金より著しく小さい磁歪になっているこ
とがわかる。

実施例４ 原子％でＣｕ　１％、Ｓｉ　１３．８％、８８．９％、
Ｎｂ３．２％、ＣｒＯ，５％Ｃ１％、及び残部実質的に
Ｆｅからなる組成の溶湯から、単ロール法により幅１０
ｍｍ、厚さ１８μｍのリボンを作製した。このリボンの
Ｘ線回折を測定したところ非晶質合金に典型的なハロー
パターンか得られた。またこのリボンの透過電子顕微鏡
写真（３０万倍）によりほぼ完全な非晶質であることを
確認した。

次にこの非晶質リボンから外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍ
の巻磁心を形成し、窒素ガス雰囲気中で５７０℃で１時
間熱処理を行った。透過電子顕微鏡写真（３０万倍）に
より、熱処理後のりホンの組織の大部分は第１（ｂ）図
に示されるものと同様に微細な結晶粒からなることかわ
かった。結晶粒の平均粒径は約１００人であった。Ｃｕ
無添加の場合は結晶粒が粗大化することか確認されてお
り、ＣｕとＮｂ等の複合添加により、著しい結晶粒微細
化効果か得られた。

次に熱処理前後のＦｅ基軟磁性合金をらなる磁心につい
て、磁束密度の波高値Ｂｍ＝　２　ＫＧ及び周波数１０
０　　ＫＨｚにおけるコア損失Ｗ２．．ｏｏｋを測定し
たところ、熱処理前のものは３８００ｍＷ／　ｃｃ、熱
処理後のものは２４０ｍＷ　／　ｃｃてあった。また周
波数Ｉ　ＫＨｚＨｍ＝５ｍＯｅにおける実効透磁率μｅ
を測定したところ、前者（熱処理前）は５００、後者（
熱処理後）は１０２０００であった。

実施例５ 実施例１と同一の条件により下記の第１表に示す組成の
Ｆｅ基軟磁性合金を作製した。得られた各合金を２つに
分け、一方には実施例１と同じ条件の熱処理を施し、他
方には非晶質を保持するような従来の熱処理（４００℃
Ｘ１時間）を施し、それぞれについて１００ＫＨｚ、２
ＫＧにおけるコア損失Ｗ２／１ｏｏｋ及びＩ　　ＫＨｚ
ＳＨｍ＝５ｍＯｅにおける実効透磁率μ、１．を測定し
た。

結果を第１表に示す。

実施例６ 実施例１と同様の条件により下記の第２表に示す組成の
Ｆｅ基非晶質合金を作製した。得られた各合金を２つに
分け、一方には実施例１と同じ条件の熱処理を施し、他
方には非晶質を保持するような従来の熱処理（４００℃
Ｘ１時間）を施し、それぞれについて１００　ｋＨｚ　
、　２ｋＧにおけるコア損失Ｗ　２　／　ｌ　ＯＯｋ及
び１ｋＨｚ　１Ｈｍ＝５ｍ　Ｏｅにおける実効透磁率μ
、１．８を測定した。

結果を第２表に示す。

実施例７ 実施例４と同一の条件により下記の第３表に示す組成の
Ｆｅ基非晶質合金を作製した。得られた各合金を２つに
分け、一方には実施例４と同様の熱処理を施こし、他方
には非晶質を保持するような従来の熱処理（４００℃Ｘ
１時間）を施こし、それぞれについてコア損失Ｗ２７．
。。、及びｌ　ｋＨｚ　、　Ｈｍ＝５ｍｏｅにおける実
効透磁率を測定した。結果を第３表に示す。

本発明の熱処理により低コア損失で、高実効透磁率を磁
気特性を有する合金の得られることかわかる。

実施例８ 第４表に示す組成の幅５ｍｍ、厚さ１８μｍの非晶質合
金薄帯を単ロール法により作製し、外径１９　ｍｍ、内
径１５ｍｍにトロイダル状に巻き、結晶化温度以上の温
度て熱処理後直流磁気特性、１　ｋＨｚにおける実効透
磁率μｍｌｋ　、　　１００ｋＨｚ　、２ｋＧにおける
コア損失Ｗ　２　／　＋　００　Ｋを測定した。また飽
和磁歪λＳも測定した。得られた結果を第４表に示す。

実施例９ Ｆｅ７４．５−ｘｃｕＪｔｌｓｓＩ　１１５Ｂ９により
表わされる組成（０≦ｘ≦３．５）の非晶質合金を下記
の最適熱処理温度で１時間熱処理し、磁束密度の波高値
Ｂｍ＝２ｋＧ、周波数ｆ＝１００ｋＨ２におけるコア損
失Ｗ　２　／　Ｉ　Ｏｏ、を測定した。

Ｘの値（原子％）　　熱処理温度（℃）０．０５　　　
　　　５００ ０．１　　　　　　　５２０ ０．５　　　　　　　５４０ １．０　　　　　　　５５０ １．５　　　　　　　５５０ ２．０　　　　　　　５４０ ２．５　　　　　　　５３０ ３．０　　　　　　　５００ ３．２　　　　　　　５００ ３．５　　　　　　　４９０ 第４図にＣｕの含有量Ｘ（原子９６）とコア損失Ｗ　２
　ｙ　Ｉｏ。、との関係を示す。

第４図から明らかなように、Ｃｕの含有量Ｘが０から増
大するにつれてコア損失が低下するが、約３原子％を超
えるとコア損失が無添加のもの並が大きくなる。Ｘが０
．１〜３原子％の範囲にある場合、コア損失は十分に小
さいことがわかる。

特に望ましいＸの範囲は０．５〜２原子％である。

実施例１Ｏ Ｆｅｔｚ−ｘｃｕｘｓ１＋ＪｓＮｂ３ｃｒ＋により表さ
れる組成（０≦ｘ≦３．５）の非晶質合金を下記の最適
熱処理温度で１時間熱処理し、磁束密度の波高値Ｂｍ＝
２ｋＧ、周波数ｆ　＝　１００　ｋＨｚにおけるコア損
失Ｗ　２　／　＋　６０　ｋを測定した。

Ｘの値　　　　熱処理温度　　Ｗ２７１゜Ｏｋ（原子％
）　　　　　　（’Ｃ）　　　　　（ｍＷ／ｃｃ　）０
、＋　　　　　　５２０　　　　６１０３．０　　　　
　５００　　　　６３０３．２　　　　　５００　　　
　８５０３．５　　　　　４９０　　　１０４０以上か
ら明らかなように、Ｃｕの含有量Ｘか０から増大するに
つれてコア損失か低下するが、約３原子０３を超えると
コア損失か無添加のもの並に大きくなる。Ｘか０．１〜
３原子％の範囲にある場合、コア損失は十分に小さいこ
とかわかる。特に望ましいＸの範囲は０５〜２原子％で
ある。

実施例１１ Ｐｅａｓ−ｘｃｌｌｘｓ！＋ｓ、　５Ｂ９．５Ｎｂ６ｃ
ｒ、Ｃ２により表わされる組成（０≦ｘ≦３．５）の非
晶質合金を下記の最適熱処理温度で１時間熱処理し、磁
束密度の波高値Ｂｍ＝２ｋＧ、周波数ｆ＝１００ｋＨｚ
におけるコア損失Ｗ　２　／　ｌ　ＯＯｋを測定した。

Ｘの値　　　熱処理温度　　Ｗ　２　／　ｌ　ＯＯｋ（
原子％）　　　　　（’Ｃ）　　　　　（ｍＷ／ｃｃ　
）０．０５　　　　５３０　　　　８８００、ｌ　　　
　　　５３５　　　　５６０１．０　　　　　５９０　
　　　２４０１．５　　　　　５８０　　　　２４０２
．０　　　　　５７０　　　　２９０２．５　　　　　
５６０　　　　４４０３．０　　　　　５５０　　　　
６３０３．２　　　　　５４０　　−　　８６０３．５
　　　　　５３０　　　１０００以上から明らかなよう
に、Ｃｕの含有量Ｘが０がら増大するにつれてコア損失
か低下するか、約３原子％を超えるとコア損失か無添加
のもの並に大きくなる。Ｘか０．１〜３原子％の範囲に
ある場合、コア損失は十分に小さいことかわかる。

特に望ましいＸの範囲は０５〜２原子％である。

実施例１２ Ｆｅｔｓ５−ａｃ＋ｒｌｓｉ＋３８ｓ、　ｓＭ’　ａに
より表される組成の非晶質合金（Ｍ’−Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ
又はＭＯ）を下記の最適熱処理温度で１時間熱処理し、
それぞれのコア損失Ｗ２７、。０．を測定した。

αの値（原子％）　　熱処理温度（℃）０．１　　　　
　　　４０５ ０．２　　　　　　　４１０ １．０　　　　　　　４３０ ２．０　　　　　　　４８０ ３．０　　　　　　　５５０ ５．０　　　　　　　５８０ ７．０　　　　　　　５９０ ８．０　　　　　　　５９０ １０．０　　　　　　　　　　　　５９０１１．０　　
　　　　　　　　　　　５９０結果を第５図に示す。第
５図においてグラフＡ、Ｂ、Ｃ，ＤはそれぞれＭｏかＮ
ｂ、Ｗ、Ｔａ及びＭＯの場合を示す。

第５図から明らかな通り、Ｍｏの量αが０．　１〜ＩＯ
原子％範囲でコア損失か十分に小さくなっている。また
ＭｏかＮｂのときに特にコア損失か低かった。特に望ま
しいαの範囲は２≦α≦８である。

実施例１３ Ｆｅｔｓ、　５−ａｃｌＪ＋ｓｉ＋３Ｂｓ、　５Ｍ’　
ａＴｉ＋により表される組成の非晶質合金（Ｍ’　＝Ｎ
ｂ、　Ｗ　、　Ｔａ又はＭｏ）を下記の最適熱処理温度
で１時間熱処理し、それぞれのコア損失Ｗ２７．。。、
を測定した。

αの値（原子９６）　　　熱処理温度（℃）０．１　　
　　　　　４１０ ０．２　　　　　　　４２０ １．０　　　　　　　　　　　　４４０２．０　　　　
　　　　　　　　　４９０３．０　　　　　　　　　　
　　５６０５、０　　　　　　　　　　　　５９０７．
０　　　　　　　　　　　　６００８．０　　　　　　
　　　　　　６００１０．０　　　　　　　　　　　　
６００１１．０　　　　　　　　　　　　　６００結果
を第６図に示す。第６図においてグラフＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ
はそれぞれＭ゛かＮｂ、　Ｗ　、　Ｔａ、　Ｍｏの場合
を示す。

第６図から明らかな通りＭ′の量αか０．１−１０原子
９６の範囲でコア損失が十分に小さくなっている。また
Ｍ′かＮｂのとき特にコア損失か低かった。

特に望ましいαの範囲は２≦α≦８である。

実施例１４ Ｆｅｔｓ−ａｃｕ＋ｓｉ＋ＪｓＮｂ（ｙＲｕ＋Ｇｅ＋に
より表される組成の非晶質合金を下記の最適熱処理温度
で１時間熱処理し、それぞれのコア損失Ｗ　２　／　ｌ
　ＯＯｋを測定した。

αの値（原子％）　　熱処理温度じＣ）０．１　　　　
　　　　　　　　　　４１００．２　　　　　　　　　
　　　　　４１５１．０　　　　　　　　　　　　　　
４３０２．０　　　　　　　　　　　　　４８５３、０
　　　　　　　　　　　　　５５５５．０　　　　　　
　　　　　　　５８５７．０　　　　　　　　　　　　
　　５９５８．０　　　　　　　　　　　　　５９５１
０、　０　　　　　　　　　　　　　　５９５１１．０
　　　　　　　　　　　　　　５９５結果を第７図に示
す。

第７図から明らかな通り、Ｎｂの量αか０．１〜１゜原
子％の範囲でコア損失か十分に小さくなっている。また
電顕観察の結果、αが０．１以上では平均粒径１０００
Å以下の微細な結晶粒か観察された。特に望ましいαの
範囲は２≦α≦８である。

実施例１５ Ｆｅｔｓ、　ｓｃｕ＋Ｎ１）ｓｓｉ＋２Ｂ＊、　ｓの組
成を有する非晶質合金を５５０℃て１時間熱処理したも
のについて、１〜１ｘ１０’ｋＨｚの周波数における実
効透磁率μｅを測定した。透過電子顕微鏡観察の結果、
５０％以上が結晶相であった。同様にＣｏ基非晶質合金
（Ｃ０５ｓ、　５Ｆｅｏ、　ＪｎｓＳｌ　＋　５Ｂｓ）
及びフェライト（Ｍｎ−Ｚｎ系）についても実効透磁率
μｅを測定した。結果を第８図に示す。同図においてグ
ラフＡＳＢ、Ｃ，はそれぞれ熱処理した本発明のＦｅ基
軟磁性合金をＣｏ基非晶質合金およびフェライトを示す
。

第８図から本発明のＦｅ基軟磁性合金を広い周波数範囲
にわたってＣｏ基非晶質合金と同等以上の透磁率を有し
、またフェライトと比へ著しく高い透磁率を有すること
がわかる。このため本発明のＦｅ基軟磁性合金をチョー
クコイル、磁気ヘッド、シールド材、各種センサー材等
に好適である。

実施例１６ ＦｅｖｚＣｕ＋Ｓｔ　＋ｌ　ｓＢｔ、　５ＮｂｚＲＵ＋
なる組成を有する非晶質合金を５５０℃で１時間熱処理
したものについて、１−ＩＸ１０’ｋＨｚの周波数にお
ける実効透磁率μｅを測定した。透過電子顕微鏡観察の
結果、５００６以上か結晶相てあった。同様にＣｏ基非
晶質合金（Ｃｏ６ｓ、　５Ｆｅｏ、　ＪｎｇＳｉ＋ｓＢ
ｍ）及びフェライト（Ｍｎ　−Ｚ　ｎ系）についても実
効透過率μｅを測定した。結果を第９図に示す。同図に
おいてグラフＡ、Ｂ、Ｃはそれぞれ熱処理した本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金をＣｏ基非晶質合金及びフェライトを
示す。

第９図から本発明のＦｅ基軟磁性合金を広い周波数範囲
にわたってＣｏ基非晶質合金と同等以上の透磁率を有し
、またフェライトと比べ著しく高い透磁率を有すること
かわかる。

実施例１７ Ｆｅｔ＋Ｃｕ＋ＳＩ＋５ＢＪｂｚＺｒ＋Ｐ＋なる組成を
有する非晶質合金を５６０℃で１時間熱処理したものに
ついて、１−ＩＸ１０’ｋＨ２の周波数における実効透
磁率μｅを測定した。透過電子顕微鏡観察の結果、５０
％以上か結晶相であることが確認された。

同様にＣｏ基非晶質合金（ＣｏｇｇＦｅ４Ｎｉ３ＭＯ２
Ｓｉ＋ｓＢ＋ｏ）、Ｆｅ基非晶質合金（ＦｅｔｔＣｒ＋
Ｓ＋＋Ｊ＊）及びフェライト（Ｍｎ−Ｚｎ系）について
も実効透過率μｅを測定した。結果を第１Ｏ図に示す。

同図においてグラフＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄはそれぞれ熱処理し
た本発明のＦｅ基軟磁性合金をＣｏ基非晶質合金、Ｆｅ
基非晶質合金及びフェライトを示す。

第１０図から本発明のＦｅ基軟磁性合金を広い周波数範
囲にわたってＣｏ基非晶質合金と同等以上の透磁率を有
し、またＦｅ基非晶質合金やフェライトに比へ著しく高
い透磁率を存することかわかる。

実施例１８ 実施例１と同一の条件により下記の第５表に示す組成の
非晶質合金を作製し、各合金について熱処理条件とコア
損失の経時変化率との関係を求めた。熱処理条件の一方
は５５０℃Ｘ１時間（本発明法）であり、他方は４００
℃Ｘ１時間（従来法）であった。電子顕微鏡観察により
５５０　’Ｃて１時間処理した本発明のＦｅ基軟磁性合
金を５０９６以上か微細な結晶相からなることか確認さ
れた。

またコア損失の経時変化率（Ｗ、、、−Ｗ、）／Ｗ。は
、本発明の熱処理直後（Ｗｏ）と１５０℃て１００時間
保持した後（Ｗｌｏｏ）とてそれぞれ求めた２ｋＧ、１
００ｋＨｚにおけるコア損失から算出した。

結果は第５表に示す。

以上の結果から、本発明の熱処理によりコア損失の経時
変化率か小さくなることがわかる。（Ｎｏ、１−Ｎｏ、
３）。または従来の低損失材であるＣｏ基非晶質合金（
Ｎｏ、４及びＮｏ、５）に比へ、本発明のＦｅ基磁性合
金は著しくコア損失の経時変化が小さくなっていること
がわかる。したがって本発明材を用いることにより信頼
性の高い磁性部品を作製することができる。

実施例１９ 実施例Ｉと同一の条件により下記の第６表に示す組成の
非晶質合金を作製し、各合金について熱処理条件とキュ
リー温度（Ｔｃ）との関係を求めた。熱処理条件の一方
は５５０℃Ｘ１時間（本発明法）であり、他方は３５０
℃Ｘ１時間（従来法）であった。本発明の場合は大部分
をしめる主相（微細結晶粒）のキュリー温度を示す。Ｘ
線回折測定の結果３５０℃Ｘ１時間の熱処理を行ったも
のは非晶質特有のハローパターンを示し、はぼ完全な非
晶質であることか確認された。一方５５０℃Ｘ１時間の
熱処理を行ったものは結晶ピークが認められ、ハローパ
ターンはほとんと認められず、はぼ結晶質相からなるこ
とか確認された。また各熱処理におけるキュリー温度（
Ｔｃ）について測定結果を第６表に示す。

以上の結果から、本発明の熱処理によりキュリー温度（
Ｔｃ）が著しく上昇することがわかる。

このため磁気特性の温度変化は非晶質合金より小さい。

このように大きな非晶質合金とのキュリー温度の差は、
本発明の熱処理を施した合金が微結晶化しているためで
ある。

実施例２０ Ｆｅ７ａ、　５−ｘｃＵｘＮｂｚｓｉ＋ｚ、　ｓＢｓの
組成を有する非晶質合金のリボン（幅５　ｍｍ１厚さ１
８μｍ）から巻磁心（内径１５ｍｍ、外径１９ｍｍ）を
形成し、種々の温度で１時間熱処理した。それぞれにつ
いて２ｋＧ、１００ｋＨｚにおけるコア損失Ｗ２／ｌ０
１ｌｋを測定した。結果を第１１図に示す。

また各巻磁心に用いた非晶質合金の結晶化温度（Ｔｘ）
を示差走査熱量計（ＤＳＣ）で測定した。

各合金の結晶化温度Ｔｘは１０℃／分の昇温速度でそれ
ぞれ５８３℃（ｘ＝０）及び５０７℃（ｘ＝０．５．１
．０．１．５）であった。

第１１図から明らかなように、Ｃｕは含有量（Ｘ）が０
のときコア損失Ｗ２／１゜。、は著しく太きく、Ｃｕの
含有量が約１．５原子％まで増加するにつれて、コア損
失が小さくなるばかりでなく、適切な熱処理温度範囲も
５４０〜５８０℃とＣｕ無添加材に比べ高くなっている
ことがわかる。この温度は１０℃／分の昇温速度でＤＳ
Ｃで測定した結晶化温度Ｔｘより高い。なお透過電子顕
微鏡による観察の結果、Ｃｕを含有する本発明のＦｅ基
軟磁性合金を場合、５０％以上が微細な結晶粒からなる
ことが確認された。

実施例２１ Ｐｅｔ２−ｘｃｕｘｓ！＋ＪｓＮｂｓＣｒ＋Ｃ＋の組成
を有する非晶質合金のリボン（幅５ｍｍ、厚さ１８μｍ
）から、外径１９ｍｍ１内径１５ｍｍの巻磁心を形成し
、種々の温度で１時間熱処理した。それぞれについて２
ｋＧ、１００ｋＨｚにおけるコア損失Ｗ２／１００ｋを
測定した。結果を第１２図に示す。

また各巻磁心に用いた非晶質合金の結晶化温度（Ｔｘ）
を示差走査熱量計（ＤＳＣ）で測定した。

各合金の結晶化温度Ｔｘは１０℃／分の昇温速度でそれ
ぞれ５８０℃（ｘ＝０）及び５０５℃（ｘ０．５．１．
０．１．５）であった。

第１２図から明らかなように、Ｃｕは含有量（Ｘ）か０
のときコア損失Ｗ２／１゜。ｋは著しく大きく、Ｃｕを
添加した場合コア損失は小さくなるばかりでなく、適切
な熱処理温度範囲も５４０℃〜５８０℃とＣｕ無添加材
に比へ高くなっていることかわかる。この温度は１０℃
／分の昇温速度てＤＳＣて測定した結晶化温度Ｔｘより
高い。

なお透過電子顕微鏡による観察の結果、Ｃｕか含有する
本発明のＦｅ基軟磁性合金を場合、５０％以上か微細な
結晶粒からなることか確認された。

実施例２２ Ｆｅ７４．５−ｘｃＵＪｃｈｓｌ＋　、　ｓＢｓの組成
を有する非晶質合金のりホンに第１３図に示す熱処理温
度で１時間熱処理を施こし、Ｉ　ｋＨｚにおける実効透
磁率を測定した。結果を第１３図に示す。

第１３図から明らかなように、Ｃｕ未添加のもの（ｘ＝
０）は本発明と同一の熱処理条件によって実効透磁率μ
ｅか低下するか、Ｃｕ添加のもの（本発明）は著しく高
くなることかわかる。二の理由は、Ｃｕ未添加のもの（
ｘ＝０）の場合結晶化した際結晶粒か大きく、かつ化合
物相か主に現れるか、Ｃｕ添加のもの（本発明）はＳｌ
やＢ等を固溶した微細なαＦｅ結晶粒か主に生ずるため
であると考えられる。

実施例２３ Ｆｅｔ３５−ｘｃｕｘｓｉ＋ｓ、　ｓＢ、ＮｂＪＯｏ、
　ｓＶｏ、　ｓの組成を有する非晶質合金のリボンに１
時間熱処理を施し、１　ｋＨｚにおける実効透磁率μｅ
ｌｋを測定した。結果を第１４図に示す。

第１４図から明らかなように、Ｃｕ未添加のもの（ｘ＝
０）は本発明と同一の熱処理条件によって実効透磁率μ
ｅか低下するか、Ｃｕ添加のもの（本発明）は著しく高
くなることかわかる。

実施例２４ Ｆｅｉ３−ｘｃｕｘｓ！＋　３ＢＪＯ３Ｖ＋Ａｌ　＋の
組成を有する非晶質合金のりホンに、実施例２１と同一
の条件て熱処理を施こし、１　ｋＨｚにおける実効透磁
率μａｌｋを測定した。結果を第１５図に示す。

第１５図から明らかなように、Ｃｕ未添加のもの（ｘ＝
０）は本発明と同一の熱処理条件によって実効透磁率μ
ｅか低下するか、Ｃｕ添加のもの（本発明）は著しく高
くなることかわかる。

実施例２５ Ｆｅｉｔ５−ｘ−ｃｔｃＵｘＮｂｃｔｓ１＋３．　ｓＢ
ｓの組成を有する非晶質合金を実施例１と同一の条件で
作製し、種々のＸ、α値における結晶化温度を１０℃／
分の昇温速度て測定した。結果を第１６図に示す。

第１６図から明らかなように、Ｃｕは結晶化温度を低下
させる作用を有し、Ｎｂは結晶化温度を上昇させる作用
を有する。このように逆の傾向を示す元素の複合添加に
より析出する結晶粒の微細化が達成されるものと考えら
れる。

実施例２６ Ｆｅ７２−ｓｃＬＩ＋ｓｌ　ｌ　５Ｂ９Ｎｂ３ＲｕＢの
組成を有する非晶質合金のリボンを磁気ヘッドコア用の
形状に打ち抜き、次いて５８０″Ｃて１時間の熱処理を
施し、１部は透過電子顕微鏡により組織観察を行い、残
りの試料はラミネートし磁気ヘッドを作製した。熱処理
した試料は微細結晶粒組織からなり、はぼ結晶化してい
た。

次に作製した磁気ヘッドをオートリバースのカセットデ
ツキに取りつけ、温度２０℃１湿度９０％の条件で摩耗
試験を行った。テープは２５時間毎に上下を逆にし、１
００時間後の摩耗量を測定した。得られた結果を第１７
図に示す。

第１７図から明らかなように、Ｒｕ添加により著しく耐
摩耗性が改善されることかわかり、磁気ヘッド材として
優れていることがわかる。

実施例２７ 単ロール法により板厚２５μｍ及び幅１５１Ｔｌｌ′Ｉ
ｌのＦｅ７ａ５−ａｃｕ＋Ｎｂｚｓｉ＋３．５８９　（
α＝３．５）非晶質合金を作製した。次にこの非晶質合
金を５００℃以上の温度で１時間熱処理した。電子顕微
鏡による観察の結果、５００℃以上て熱処理を行ったも
のは５０％以上結晶化していることかわかった。

また熱処理した合金のヒッカーズ硬さを荷重１００ｇ下
で測定した。第１８図にヒッカーズ硬さの熱処理温度依
存性を示す。これにより、本発明合金は非晶質状態の合
金よりヒッカーズ硬さか大きくなっていることかわかる
。

実施例２８ 第７表に示す組成の非晶質合金リボンを作製し、熱処理
を行い、実施例２６と同様に磁気ヘッドを作製後摩耗試
験を行った。第７表に１００時間後の摩耗量及び塩水噴
霧試験による耐食性を示す。

第７表かられかるように、Ｒｕ、　Ｒｈ、　Ｐｄ、　Ｏ
ｓ、　　ＪｒＰｔ、　Ａｕ、　Ｃｒ、　Ｔｉ、　Ｖ等を
添加した本発明合金の耐摩耗性及び耐食性は無添加のも
のより優れており、また従来のＣｏ基アモルファス合金
等より著しく優れていることかわかる。また飽和磁束密
度かＩＴ以上あるものも得られるため、磁気ヘッド材料
に適している。

実施例２９ 双ロール法により第８表に示す組成の幅１０ｍｍ及び板
厚３０μｍの非晶質合金リボンを作製した。

次に各非晶質合金のリボンから打ち抜きプレスにより磁
気ヘッド用コアを作製し、５５０℃て１時間の熱処理を
行った後磁気ヘッドを作製した。

熱処理後のりホンは透過電子顕微鏡による組織観察の結
果、５０％以上が５００Å以下の微細な結晶粒からなる
ことか確認された。

熱処理したリボンの１部について１００ｇの荷重下でヒ
ラカース硬さを測定し、更に塩水噴霧により耐食性を検
討した。結果を第８表に示す。

次に磁気ヘットをカセットデツキに取りつけ、温度２０
℃１湿度９０％で摩耗試験を行った。１００時間後の摩
耗量を第８表に示す。

本発明合金はビッカース硬さが高く、耐食性に優れ、耐
摩耗性にも優れているため、磁気ヘッド材等に好適であ
る。

実施例３０ Ｆｅｔｓ、　ｓ−＋１ｙＣｕ＋ＮｂｚＳＩ＋　、　ｓＢ
９の組成を有する非晶質合金を種々の温度で１時間熱処
理し、得られた熱処理合金の磁歪λＳを測定した。結果
を第９表に示す。

第９表から明らかなように、本発明の熱処理により磁歪
は非晶質の場合と比べ著しく低下する。

このため磁歪による磁気特性の劣化は従来のＦｅ基非晶
質合金より小さい。従って、本発明のＦｅ基軟磁性合金
を磁気ヘッド材等としても有用である。

実施例３１ ＦｅｔｓＣｕ＋Ｓｉ＋３ＢｓＮｌ）３Ｒｕｏ、　５ｃＯ
ｏ、　ｓの組成を有する非晶質合金を種々の温度で１時
間熱処理し、得られた熱処理合金の飽和磁歪定数λＳを
測定した。結果を第１０表に示す。

第　　　　　ｌ　Ｏ表 ティングを行ってもＦｅ基非晶質巻磁心に比へて磁気特
性の劣化が小さい。

実施例３２ 第１１表に示す組成の幅５ｍｍ、厚さ１８μｍの非晶質
合金薄帯を単ロール法により作製し、外径１９ｍｍ、内
径１５ｍｍにトロイダル状に巻き、結晶化温度以上で熱
処理後直流磁気特性、１　ｋＨｚにおける実効透磁率μ
ｅ＋ｘ　、　　１００ｋＨｚ　、　２ｋＧにおけるコア
損失Ｗ　２　ｙ　Ｉｏ。、および飽和磁歪λＳを測定し
た。得られた結果を第１１表に示す。

第１０表から明らかなように、本発明の熱処理により磁
歪は非晶質の場合と比へ著しく低下する。

従って、本発明のＦｅ基軟磁性合金を磁気ヘッド材等と
しても有用である。また巻磁心て含浸やコー実施例３３ Ｆｅｔ３．　ｓｃｕ＋Ｎｂ５ｓｉｙＢ２□、　５−ｙ非
晶質合金ニ５ｏｏ〜５７０℃て１時間熱処理を施し、実
施例１に示した第１（ａ）図とほぼ同等の組織を有する
合金を得た。

この合金の飽和磁歪λＳおよび飽和磁束密度Ｂｓを第１
９図に示す。

Ｓｉ量ｙか増加するに伴って磁歪は正から負に変化し、
ｙか１７原子％付近て磁歪かほぼ零になることかわかる
。

ＢｓはＳｌ量ｙか増大するに伴って単調に減少していく
か、その値は磁歪零の組成も１２ｋＧ程度てあり、Ｆｅ
−３ｉ−Ａ１合金等に比へ１ｋＧ程度高い。このため本
発明合金は磁気ヘッド材等としても優れた特性を有する
ことかわかる。

実施例３４ 第２０図に（Ｆｅ−Ｃｕ＋−Ｎｂｓ）−３ｉ−Ｂ擬三元
系合金の飽和磁歪λＳ、第２１図に保磁力Ｈｃ、第２２
図に１ｋｔ（ｚにおける実効透磁率μｅ３２、第２３図
に飽和磁束密度Ｂｓ、第２４図ニ１００　ｋＨｚ　、２
　ｋＧｉ：おけるコア損失Ｗ２／１ｏｃｋを示す。第２
０図において、線りて囲まれた本発明の組成範囲におい
て、λＳかｌ０ＸＩＯ−６以下の低磁歪の合金か得られ
ることかわかる。線Ｅで囲まれた範囲内で軟磁性特性か
良好で磁歪の小さい合金か得られる。線Ｆて囲まれた組
成範囲て、磁気特性良好で特に磁歪が小さい合金か得ら
れる。

Ｓｌ、Ｂ含有量がそれぞれ１０≦ｙ≦２５．３≦ｚ≦１
２であり、ＳｉとＢの総和・ｙ十ｚが１８〜２８の範囲
にある場合、１λｓ１≦５Ｘ１０−’の低磁歪でかつ軟
磁気特性に優れたものを得ることができることかわかる
。

特に１１≦ｙ≦２４．３≦ｚ≦９．１８≦ｙ＋２≦２７
の範囲の合金の場合、１λｓ１≦１．　５ＸＩＯ−６と
特に低磁歪の合金を得ることかできることがわかる。本
発明合金は磁歪かほぼ零のものか存在し、飽和磁束密度
も１０ｋＧ以上のものか得られる。しかも透磁率やコア
損失はＣｏ基アモルファス合金に匹敵する特性が得られ
るため、各種トランス、チョークコイル、可飽和リアク
トル、磁気ヘット等に最適である。

実施例３５ 厚さ１８μｍのＦｅｔｚ、　ｓｃＵ＋Ｎｂ５ｓｉ＋ｓ、
　ｓＢｓ非晶質合金からなる外径１９ｍｍ、内径１５ｍ
ｍ、高さ５ｍｍのトロイダル巻磁心を異なる温度で１時
間処理しく昇温速度１０に７分）、空冷後磁気特性を測
定した。その後エポキシ樹脂で含浸し、再度磁気特性を
測定した。得られた結果を第２５図に示す。

また、λＳの熱処理温度依存性も示す。

結晶化温度（Ｔｘ）より高い温度て熱処理を行い、超微
細結晶粒組織とすることにより、磁歪が著しく減少しほ
ぼ０になることかわかった。これに伴って含浸による磁
気特性の劣化は小さくなった。これに対して結晶化温度
よりかなり低い温度、たとえば４７０℃て熱処理した非
晶質相か大部分をしめる合金では含浸前の特性もあまり
良くないが、特に含浸を行った後のコア損失及び保磁力
Ｈｃの増加や、１　ｋＨｚにおける実効透磁率μｅｌｋ
の低下か著しいことかわかる。これは飽和磁歪λＳが大
きいためてあり、非晶質状態では含浸漬十分な軟磁性か
得られないことかわかる。

本発明の微細結晶粒からなる合金ではλＳが小さいので
、磁気特性の劣化が小さく、含浸を行ってもλＳがほぼ
ゼロのＣｏ基アモルファスに匹敵する特性を示している
。しかも、１００ｅにおける磁束密度Ｂ１゜が１２ＫＧ
程度と高飽和磁束密度であるため、磁気ヘッド、トラン
ス、チョークコイル、可飽和リアクトル等に適する。

実施例３６ マグネトロンスパッタ装置によりホトセラム基板上に第
１２表に示す組成の厚さ３μｍの非晶質合金膜を作製し
た。次にこの膜をＮ２ガス雰囲気中で５００００ｅの回
転磁界中において結晶化温度より高い温度で熱処理を行
い、超微細結晶粒からなる本発明の合金膜を作製し、Ｉ
　ＭＨｚにおける実効透磁率μｅ１Ｍ及び飽和磁束密度
Ｂｓを測定した。

得られた結果を第１２表に示す。

第１２表 実施例３７ 単ロール法により板厚１８μｍ及び幅５ｍｍのＦｅ７３
、　ｓｃｕ＋Ｎｂａｓ！　１３．５Ｂ９非晶質合金を作
製し、外径１９ｍｍおよび内径１５ｍｍに巻回し、巻磁
心を作製した。次にこの巻磁心をＡｒガス雰囲気中で５
５０℃に１時間保持し、しかる後空冷した。このように
して熱処理した巻磁心の１００ＫＨｚにおけるコア損失
を測定し、その８ｍ依存性を調べた。第２６図にコア損
失の８ｍ依存性を示す。比較のためＣ。

基非晶質合金の巻磁心（Ｃｏｔｓ、　ｓＦ６４５ＭＯ２
Ｓｉ＋５８＋ｏ）、Ｆｅ基非晶質合金の巻磁心（Ｆｅｔ
ｔＣｒ＋５１ｓＢ＋ｚ）、Ｍｎ−Ｚｎフェライトについ
ても、コア損失の８ｍ依存性を示す。

第２６図から、本発明合金からなる巻磁心は従来のＦｅ
基非晶質合金やＣｏ基非晶質合金、フェライト等より低
いコア損失を示すことかわかる。

従って、本発明の合金は高周波トランス、チョークコイ
ル等に最適である。

実施例３８ 単ロール法により厚さ１５μｍ、幅５ｍｍのＦｅｔ。

Ｃｕ＋５ｉｚＢ９Ｎｂ５Ｃｒ＋非晶質合金を作製し、外
径１９ｍ、内径１５ｍｍに巻回し、磁路と直角方向に３
００００ｅの磁場をかけなから５℃／分の昇温速度で昇
温し、６２０℃に１時間保持後５℃／分の速度で室温ま
で冷却する熱処理を行い、コア損失を測定した。

透過電子顕微鏡観察の結果、本合金は微細な結晶粒組織
からなることか確認された。直流ＢＨ左カーブ角形比か
８％て恒透磁率性に優れていた。

比較のためＦｅ基アモルファス合金（Ｆｅ７□Ｃｒ＋５
ｉ９Ｂ＋３）　、Ｃｏ基アモルファス合金（Ｃｏ＠７Ｆ
ｅＪＯ＋　５Ｓｉａ、　５Ｂｚ）　、Ｍｎ−Ｚｎフェラ
イトのコア損失も測定した。

第２７図にコア損失の周波数依存性を示す。Ａは本発明
合金、ＢはＦｅ基アモルファス合金、ＣはＣｏ基アモル
ファス合金、ＤはＭｎ−２ｎフエライトである。第２７
図から明らかなように、本発明のＦｅ基軟磁性合金を従
来のＣｏ基アモルファス合金並の低損失合金であり、Ｆ
ｅ基アモルファス合金よりはるかに低いコア損失を有す
る。

実施例３９ 単ロール法により幅５ｍｍ及び板厚１５μｍの非晶質合
金リボンを作製した。非晶質合金の組成は以下の通りで
あった。

Ｆｅ７３２Ｃｕ＋Ｎｂ３Ｓｉ＋３．　＋ＢｅＦｅ７ｓ、
　ｓｃＵ＋Ｎｌ］ｓｓ！＋＋、　５８９Ｐｅｔ３．ｃｕ
＋Ｎｂ＊ｓ１＋３５８ｇＦｅ７＋、　５ｃＵ１Ｎｂｓｓ
ｉ＋３．５８９次に各非晶質合金のリボンを内径１５＋
ｎｍ及び外径１９ｍｍに巻き、巻磁心を作製した。得ら
れた巻磁心を窒素雰囲気中で下記の条件て熱処理し、本
発明の合金を作製した。各合金とも微結晶化しており、
５０％以上が微結晶粒子からなることが電子顕微鏡観察
により確認された。

次に各合金について直流Ｂ−Ｈカーブを求めた。

第２８　（ａ）図乃至第２８　（ｄｊ図に各巻磁心の直
流ＢＨ左カーブ示す。第２８　（ａ）図はＦｅｔｚ２ｃ
ＪＮｂ３ｓｌ　＋３−８８９の組成の合金から作製した
巻磁心（熱処理条件：５５０℃１時間保持後空冷）の直
流Ｂ−Ｈカーブを示し、第２８　（ｂｊ図はＦｅｔ３．
５ｃｌＪ＋ＭＯ３ｓ１１．５８９の組成の合金から作製
した巻磁心（熱処理条件５３０　’Ｃ１時間保持後空冷
）の直流Ｂ−Ｈカーブを示し、第２８　ＣＣ１図はＦｌ
ｌ’７３．　ｓｃｕ＋Ｎｂ５ｓｉ＋３．５８９の組成の
合金から作製した巻磁心（熱処理条件−５５０℃１時間
保持後、　１ｏｏｅの磁場を磁路方向に印加しなから５
℃／分の冷却速度で２８０℃まで冷却し、１時間保持後
空冷）の直流Ｂ−Ｈカーブを示し、第２８　（ｄ）図は
Ｆｅｔｅ５ｃｕ＋Ｎｂ５ｓＩ＋３５８９の組成の合金か
ら作製した巻磁心（熱処理条件、６１０℃１時間保持後
、　１００ｅの磁場を磁路方向に印加しながら１０℃／
分の冷却速度で２５０℃まて冷却し、２時間保持後炉冷
）の直流Ｂ−Ｈカーブを示す。

ブを示す。

各グラフにおいて横軸の目盛はＨｍ（磁場の最大値）　
＝　１００ｅの場合を示す。従って、Ｈｍｌｏｏｅの場
合には１０か１となり、Ｈｍ＝０．１０ｅの場合には１
０か０，１となる。各グラフ中のＢ−Ｈカーブはいずれ
も横軸の目盛が異なる以外は同一である。

各グラフに示すＦｅ基軟磁性合金を飽和磁束密度Ｂ　１
０、保磁力Ｈｃ、及び角形比Ｂｒ／Ｂｏｏは以下の通り
である。

ＢＩＧ（ＫＧ）　　Ｈｅ（○ｅ　）　Ｂｒ／ＢＩＯ（％
）第２８　（ａ）図　　１２．０　　０．００８８　　
　６１第２８　（ｂ）図　　１２．３　　０．０１１　
　　６５第２８　（Ｃ）図　　１２．４　　０．００４
３　　　９３第２８　（ｄ）図　　１１．４　　０．０
０６７　　　９０磁場を印加せずに熱処理した（ａ）お
よび（ｂ）の場合は角形比は中程度（６０％程度）であ
るか、磁路方向に磁場を印加し熱処理した（Ｃ１及び（
ｄ）の場合は角形比は高くなっている（９０％以上）。

保磁力は０．０１０ｅ以下のものも得られ、Ｃｏ基非晶
質合金とほぼ同等である。

磁場を印加せずに熱処理した場合、実効透磁率μｅは１
　ｋＨｚて数百〜１０万となり、各種インダクターやセ
ンサー、トランス等に適している。

一方磁路方向に磁場を印加しなから熱処理した場合には
高角形比の特性か得られ、コア損失も１００ｋＨｚ、２
ＫＧで８００ｍＷ／ｃｃ以下とＣｏ基非晶質合金並とな
る。このため可飽和リアク１〜ル等に適するものとなる
。

また本発明の合金の飽和磁束密度は第２８図の各図から
れかるようにｌ０ＫＧを越えるものも得られ、従来のパ
ーマロイやセンダスト及び一般的なＣｏ基非晶質合金よ
り高く、動作磁束密度を大きくすることかできる。この
ため、磁気ヘッド、トランス、可飽和リアクトル、チョ
ーク等の磁性材料としてより有利なものである。

また磁路方向に磁場をかけ熱処理した場合には最大透磁
率μｍか１４０万を越えるものも得られ、センサーに用
いることもてきる。

実施例４０ 単ロール法により、板厚２０μｍ及び幅１０ｍｍのＦｅ
ｔ３．　ｓｃｕ＋Ｎｂ５ｓｌ＋３．　ｓＢｓ非晶質合金
リボン及びＦｅ７４、５Ｎｂａｓ＋＋３．５Ｂ９非晶質
合金リボンを作製し、熱処理前と後のＸ線回折を測定し
た。

第２９図にＸ線回折パターンを示す。（ａ）は熱処理前
のＦｅ７３．　ｓｃＵ＋Ｎ１）ａｓＩ＋３．　ｓＢｓ合
金のリボン、（ｂｌは５５０℃て１時間熱処理を行った
Ｆｅｖ３．　ｓｃｕ＋Ｎｂａｓｉ＋３．ｓＢ＊合金のリ
ボン、（Ｃ１は５５０℃で１時間熱処理を行ったＦｅｔ
４．　ｓＮｂ＊ｓ１＋ｚ、　ｓＢｉ合金リボンのＸ線回
折パターンである。

（ａ）は非晶質合金特有のハローパターンを示し、はぼ
完全な非晶質状態にあることがわかる。本発明合金（ｂ
）は結晶のピークが現われておりほぼ結晶化しているこ
とがわかる。ただし微結晶のためピークの幅は広くなっ
ている。一方Ｃｕを添加してない非晶質合金を５５０℃
で熱処理した（Ｃ）の場合は結晶化しているが、Ｃｕを
添加した場合と著しく異なるパターンを示しており、化
合物が析出していると推定される。Ｃｕ添加により磁気
特性が著しく改善されるのは、Ｃｕ添加により結晶化過
程か変わり化合物が析出しにくくなることと、結晶粒が
粗大化しにくく微結晶化するためであると推定される。

実施例４１ 単ロール法により幅５ｍｍ及び板厚１５μｍのＦｅ７３
、　＋Ｃｕ１Ｓｉ＋ｓ、　ｓＢ、Ｎｂｚｃｒ＋、　２Ｃ
ｏ０，２非晶質合金リボンを作製した。

次に各非晶質合金のリボンを外径１９ｍｍ、内径１５ｍ
ｍに巻き、巻磁心を作製した。得られた巻磁心を窒素雰
囲気中で下記の３種の条件で熱処理し、本発明の合金を
作製した。電子顕微鏡による観察の結果微結晶粒組織か
らなることが確認された。

次に熱処理した巻磁心の直流Ｂ−Ｈカーブを測定した。

第３０図（ａ）乃至第３０図（Ｃ）に各熱処理に行った
巻磁心の直流Ｂ−Ｈカーブを示す。

第３０　（ａ）図は窒素ガス雰囲気中で１５℃／分の昇
温速度で室温より昇温し、５５０℃に１時間保持後６０
０℃／分の冷却速度で室温まで冷却する熱処理を行った
巻磁心の直流Ｂ−Ｈカーブを示し、第３０　ｆｂ１図は
１００ｅの直流磁場と磁心の磁路方向に印加しなから窒
素ガス雰囲気中１０℃／分の昇温速度て室温より昇温し
、５５０℃に１時間保持後３℃／分の冷却速度で２００
℃まで冷却し、更に室温まて６００℃／分の冷却速度で
冷却する熱処理を行った巻磁心の直流Ｂ−Ｈカーブを示
し、第３０ｔＣ１図は３００００ｅの直流磁場を磁心の
磁路と直角方向に印加しながら窒素ガス雰囲気中で２０
℃／分の昇温速度で室温より昇温し、５５０℃に１時間
保持後３．８℃／分の冷却速度で４００℃まで冷却し、
更に室温まで６００℃／分の冷却速度で冷却する熱処理
を行った巻磁心の直流Ｂ−Ｈカーブを示す。

また第３１図に上記巻磁心のコア損失の周波数依存性を
示す。Ａは第３０　（１１図に対応する巻磁心を示し、
Ｂは第３０　（ｂ）図に対応する巻磁心を示し、Ｃは第
３０　（Ｃ１図に対応する巻磁心を示す。また比較のた
め従来の高角形比のＣｏｖｅ、　ｓＦｅ＋Ｍｎ＊ｃｒｏ
、　ｓｓｉ＋ｓＢｓアモルファス巻磁心Ｄ、低角形比の
Ｃｏｔ＋、ｓＦｅ＋Ｍｎ３Ｃｒｏ、　ｓｓｊ＋ｓＢ＊ア
モルファス巻磁心Ｅのコア損失の周波数依存性をも示す
。なお巻磁心Ｄ、巻磁心Ｅの角形比はそれぞれ９８％、
８％であった。

本発明合金からなる巻磁心は第３０図かられかるように
磁場中の熱処理により高角形比の直流Ｂ−Ｈカーブや低
角形比恒透磁率の直流Ｂ−Ｈカーブを得ることができる
。

第３１図かられかるように本発明合金のコア損失はＣｏ
基のアモルファス巻磁心と同等以上の低損失特性を示し
、飽和磁束密度も高い。高角形比の巻磁心はスイッチン
グ電源等に用いられる可飽和リアクトルやスパイク電圧
を阻止する用途、磁気スイッチ等に適し、中低角形比特
に低角形比の巻磁心は高周波トランスやチョークコイル
、ノイズフィルター等に最適である。

実施例４２ 単ロール法により板厚２０μｍ及び幅１０ｍｍのＰｅ７
ｒ５ｃｌＪ＋Ｎｂ５ｓＩ＋３．５Ｂ９非晶質合金リホン
を作製し、５００℃て１時間熱処理を行い、Ｈｅｘ＝８
００Ｋ　Ａ　／　ｍ、昇温速度１０Ｋ／分てＶＳＭによ
り磁化の温度変化を測定した。比較のために熱処理を行
ってない場合についても磁化の温度変化を測定した。第
３２図にその結果を示す。縦軸は室温における磁化との
比σ／σ２．．をとった。本発明の熱処理を行った合金
は熱処理前のほぼ完全なアモルファス合金より磁化σの
温度変化か小さい。これは大部分を占める主相のキュリ
ー温度Ｔｃかアモルファス状態よりも高くなっており、
飽和磁化の温度依存性か小さいためであると考えられる
。

また主相のキュリー温度は純粋なα−Ｆｅのキュリー温
度より低いのて、主相はα−ＦｅにＳｉ等か固溶したも
のではないかと推定される。また熱処理温度か高くなる
とキュリー温度か高くなる傾向かあり、主相の組成は熱
処理により変化していると思われる。

実施例４３ 単ロール法により板厚１８μｍ及び幅４．５ｍｍのＦｅ
ｔ３．　ｓｃｕ＋Ｎｔｌｉｓ１＋３．６Ｆｈ非晶質合金
リホンを作製し、外径１３ｍｍ、内径１０ｍｍに巻き、
巻磁心を作製した。

次に第３３図に示す各種の熱処理パターンにより磁場中
処理を行った（磁路方向に磁場印加）。

得られた磁気特性を第１３表に示す。

第　　　　　１３　　　　　表 （ａ）のパターンは急冷する際たけ磁場をかけた場合で
あるか、この場合は角形比はあまり上昇しない。しかし
その他の場合はすべて８０％以上の角形比を示し、磁路
方向に磁場を印加する磁場中熱処理により高角形比化で
きることかわかる。Ｆｅ７ｓｓｃｕ＋Ｎｂ＋ｓｌ＋３５
Ｂ９非晶質合金のキュリー温度は約３４０℃であるか、
げ）の場合かられかるように非晶質合金のキュリー温度
より高い温度でだけ磁場を印加し磁場中熱処理を行って
も高角形化できる。

この理由は結晶化した本発明合金の主相のキュリー温度
か熱処理温度より高いためであると考えられる。

なお磁路と直角方向に磁場をかけ同様のパターンで熱処
理を行うと、角形比か３０％以下と低角形比のＦｅ基軟
磁性合金を得ることかできる。

実施例４４ 実施例１と同じ組成のＦｅ基合金（Ｆｅ７３４ｃｕ＋Ｎ
ｂ５ＩＳＩＩ３．４８１　ｌ）について、非晶質化した
後で種々の熱処理条件下で微細結晶粒の割合の異なる試
料（Ｎｏ、１〜５）を作成し、結晶粒の割合と実効透磁
率（μ。１ｋＨ１）との関係を求めた。結果を第３４図
に示す。また、試料Ｎｏ、　１〜５の透過電子顕微鏡写
真（３０万倍）を第３５図（ａ）〜（ｅ）に示す。なお
、線分法により求めた微細結晶粒の割合は以下の通りで
ある。

試料Ｎｏ、　１　　　　　０％ 試料Ｎｏ、２　　　　　１２％ 試料Ｎｏ、３　　　　　４１９６ 試料Ｎｏ、４　　　　約８０％ 試料Ｎ０９５　　　　約１００％ 以上の結果から明らかなように、微細結晶粒の割合か５
０％以上になると、実効透磁率が著しく向上する。

〔発明の結果〕

以上に詳述したように、Ｆｅ基軟磁性合金を微細結晶粒
か全体の５０％以上を占めることにより、コア損失か著
しく低く、Ｃｏ基非晶質合金と同程度であるとともに、
コア損失の経時変化も小さい。

また透磁率及び飽和磁束密度が高く、耐摩耗性にも優れ
ている。さらに高周波磁気特性に優れ、含浸や変形等に
よる歪に帰因する特性劣化か小さく、低磁歪のものであ
る。

このようなＦｅ基軟磁性合金を一旦非晶質化した後て本
発明の熱処理を施すことにより、簡単に製造することが
できる。

このようにして得られたＦｅ基軟磁性合金を高周波トラ
ンス、チョークコイル、可飽和リアクトルだけでなく磁
気ヘッド等にも最適な材料であり、著しい特性改善か達
成できる。

【図面の簡単な説明】

第１　ｆａ１図は実施例１のＦｅ基軟磁性合金を熱処理
後）の金属組織を表わす透過電子顕微鏡写真（３０万倍
）であり、 第１（ｂ）図は第１（ａ）図の写真の概略図であり、第
１（Ｃ）図はＣｕを含有しないＦｅ基軟磁性合金をＦｅ
ｔａ、ｓ　ＮｂｚＳｉ＋３．ｓＢ＊）　　（熱処理後）
の金属組織を表わす透過電子顕微鏡写真（３０万倍）で
あり、第１（ｄ）図は第１（Ｃ）図の写真の概略図であ
り、第２図は実施例１のＦｅ基軟磁性合金を熱処理前）
の金属組織を表わす透過電子顕微鏡写真（３０万倍）で
あり、 第３（ａ）図は実施例１の熱処理前のＦｅ基非晶質合金
リボンのＸ線回折パターン、第３図（ｂｌは本発明に係
る熱処理後のＦｅ基軟磁性合金をリボンＸ線回折パター
ンであり、 第４図は実施例９のＦｅ基軟磁性合金をついてＣｕ含有
量（Ｘ）とコア損失Ｗ２７１゜。、との関係を示すグラ
フであり、 第５図は実施例１２のＦｅ基軟磁性合金をついてＭ°含
有量（α）とコア損失Ｗ　２　／　Ｉ　ＯＯＫとの関係
を示すグラフであり、 第６図は実施例１３のＦｅ基軟磁性合金をついて、Ｍ゛
含有量（α）とコア損失Ｗ　２　／　Ｉ　ＯＯＫとの関
係を示すグラフであり、 第７図は実施例１４のＦｅ基軟磁性合金をついてＮｂ含
有量（α）とコア損失Ｗ２７１゜。、の関係を示すグラ
フであり、 第８図は実施例１５のＦｅ基軟磁性合金をＣ。 基非晶質合金及びフェライトについて周波数と実効透磁
率との関係を示すグラフであり、第９図は実施例１６の
Ｆｅ基軟磁性合金をＣ。 基非晶質合金及びフェライトについて周波数と実効透磁
率との関係を示すグラフであり、第１Ｏ図は実施例１７
のＦｅ基軟磁性合金をＣｏ基非晶質合金、Ｆｅ基非晶質
合金およびフェライトについて周波数ｆと実効透磁率μ
ｅとの関係を示すグラフであり、 第１１図は実施例２０のＦｅ基軟磁性合金をついて熱処
理温度とコア損失との関係を示すグラフであり、 第１２図は実施例２１のＦｅ基軟磁性合金をついて熱処
理温度とコア損失との関係を示すグラフであり、 第１３図は実施例２２のＦｅ基軟磁性合金をついて熱処
理温度と実効透磁率との関係を示すグラフであり、 第１４図は実施例２３のＦｅ基軟磁性合金を１ｋＨｚに
おける実効透磁率μ、１．の熱処理温度依存性を示すグ
ラフであり、 第１５図は実施例２４のＦｅ基軟磁性合金をついて熱処
理温度と実効透磁率μ、１．の関係を示すグラフであり
、 第１６図は実施例２５のＦｅ基軟磁性合金をついてＣｕ
の含有量（Ｘ）及びＮｂの含有量（α）と結晶化温度と
の関係を示すグラフであり、第１７図は実施例２６のＦ
ｅ基軟磁性合金を１００時間後の摩耗量を示す図であり
、 第１８図は実施例２７のＦｅ基軟磁性合金をビッカース
硬さの熱処理温度依存性を示す図であり、第１９図は実
施例３３のＦｅｔｉ、ｓＣｕ＋Ｎｂ１Ｓｉ、　Ｂ２２５
−ア合金の飽和磁歪（λＳ）、および飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）のｙ値依存性を示す図であり、第２０図、第２１図
、第２２図、第２３図及び第２４図はそれぞれ（Ｆｅ−
Ｃｕ＋−Ｎｂ３）−３ｉ−Ｂ擬三元系合金の飽和磁歪（
λＳ）、保磁力（Ｈｅ）、　１ｋＨｚにおける実効透磁
率（μｅ１ｋ）、飽和磁束密度（ＢＳ）、１００　ＫＨ
ｚ、２　ＫＧにおけるコア損失（Ｗ２．、。 ＯＫ）を示す図であり、 第２５図は実施例３５の合金の磁気特性の熱処理依存性
を示す図であり、 第２６図は実施例３７のコア損失の８ｍ依存性を示す図
であり、 第２７図は実施例３８の本発明Ｆｅ基軟磁性合金を従来
のＦｅ基アモルファス合金、Ｃｏ基アモルファス合金及
びフェライトのコア損失の周波数依存性を示す図てあり
、 第２８　（ａ）図乃至第２８　（ｄ）図はそれぞれ実施
例３９に示す本発明合金の直流Ｂ−Ｈカーブを示す図で
あり、 第２９図は実施例４０のＦｅ基合金のＸ線回折パターン
を示す図であり、 第３０（ａ）〜（Ｃ）図はは実施例４１の本発明に係る
Ｆｅ基軟磁性合金を直流Ｂ−Ｈカーブを示す図であり、 第３１図は実施例４１の本発明に係るＦｅ基軟磁性合金
を従来のＣｏ基非晶質合金のコア損失の周波数依存性を
示す図であり、 第３２図は実施例４２のＦｅ基合金の磁化の温度変化を
示す図であり、 第３３図は実施例４３の本発明のＦｅ基合金の磁場中熱
処理のパターンの例を示す図であり、第３４図は微細結
晶粒の割合と実効透磁率との関係を表すグラフであり、 第３５図（ａ）は実施例４４の試料Ｎｏ、　１の透過電
子顕微鏡写真（３０万倍）であり、 第３５図（ｂｌは実施例４４の試料Ｎｏ、　２の透過電
子顕微鏡写真（３０万倍）であり、 第３５図（Ｃ）は実施例４４の試料Ｎｏ、　３の透過電
子顕微鏡写真（３０万倍）であり、 第３５図（ｄ）は実施例４４の試料Ｎｏ、　４の透過電
子顕微鏡写真（３０万倍）であり、 第３５図（ｅ）は実施例４４の試料Ｎｏ、　５の透過電
子顕微鏡写真（３０万倍）である。 第１（ａ）図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）一般式： （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０＿−＿Ｘ＿−
   ＿Ｙ＿−＿Ｚ＿−＿αＣｕ＿ＸＳｉ＿ＹＢ＿ＺＭ′＿α
   （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
   、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及びＭｏ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、ｘ、ｙ、ｚ
   及びαはそれぞれ０≦ａ≦０．５、０．１≦ｘ≦３、０
   ≦ｙ≦３０、０≦ｚ≦２５、５≦ｙ＋ｚ≦３０及び０．
   １≦α≦３０を満たす。）により表される組成を有し、
   組織の少なくとも５０％が１０００Å以下の平均粒径を
   有する微細な結晶粒からなり、残部が実質的に非晶質で
   あるＦｅ基軟磁性合金を製造する方法であって、前記組
   成の溶湯を急冷することにより非晶質合金とする工程と
   、これにその平均粒径が１０００Å以下の微細な結晶粒
   を形成するための熱処理を施す工程とを含むことを特徴
   とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。 （２）特許請求の範囲第１項に記載の製法において、前
   記熱処理工程が前記非晶質合金を４５０℃〜７００℃に
   ５分〜２４時間保持するものであることを特徴とする方
   法。 （３）特許請求の範囲第１項又は２項に記載の製法にお
   いて、熱処理を磁場中で行うことを特徴とする方法。 （４）一般式： （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０＿−＿Ｘ＿−
   ＿Ｙ＿−＿Ｚ＿−＿α＿−＿βＣｕ＿ＸＳｉ＿ＹＢ＿Ｚ
   Ｍ′＿αＭ″＿β（原子％） （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
   、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及びＭｏからなる群から
   選ばれた少なくとも１種の元素、Ｍ″はＶ、Ｃｒ、Ｍｎ
   、Ａｌ、白金属元素、Ｓｃ、Ｙ、希土類元素、Ａｕ、Ｚ
   ｎ、Ｓｎ、Ｒｅ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、ｘ、ｙ、ｚ、α及びβはそれぞれ０
   ≦ａ≦０．５、０．１≦ｘ≦３、０≦ｙ≦３０、０≦ｚ
   ≦２５、５≦ｙ＋ｚ≦３０、０．１≦α≦３０、及びβ
   ≦１０を満たす。）により表される組成を有し、組織の
   少なくとも５０％が１０００Å以下の平均粒径を有する
   微細な結晶粒からなり、残部が実質的に非晶質であるＦ
   ｅ基軟磁性合金を製造する方法であって、前記組成の溶
   湯を急冷することにより非晶質合金とする工程と、これ
   にその平均粒径が１０００Å以下の微細な結晶粒を形成
   するための熱処理を施す工程とを含むことを特徴とする
   Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法。 （５）特許請求の範囲第４項に記載の製法において、前
   記熱処理工程が前記非晶質合金を４５０℃〜７００℃に
   ５分〜２４時間保持するものであることを特徴とする方
   法。 （６）特許請求の範囲第４項又は第５項に記載の製法に
   おいて、熱処理を磁場中で行うことを特徴とする方法。 （７）一般式： （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０＿−＿Ｘ＿−
   ＿Ｙ＿−＿Ｚ＿−＿α＿−γＣｕ＿ＸＳｉ＿ＹＢ＿ＺＭ
   ′＿αＸγ（原子％） （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
   、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及びＭｏからなる群から
   選ばれた少なくとも１種の元素、ＸはＣ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇ
   ａ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ａｓ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、ｘ、ｙ、ｚ、α及びγ
   はそれぞれ０≦ａ≦０．５、０．１≦ｘ≦３、０≦ｙ≦
   ３０、０≦ｚ≦２５、５≦ｙ＋ｚ≦３０、０．１≦α≦
   ３０、及びγ≦１０を満たす。）により表される組成を
   有し、組織の少なくとも５０％が１０００Å以下の平均
   粒径を有する微細な結晶粒からなり、残部が実質的に非
   晶質であるＦｅ基軟磁性合金を製造する方法であって、
   前記組成の溶湯を急冷することにより非晶質合金とする
   工程と、これにその平均粒径が１０００Å以下の微細な
   結晶粒を形成するための熱処理を施す工程とを含むこと
   を特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。 （８）特許請求の範囲第７項に記載の製法において、前
   記熱処理工程が前記非晶質合金を４５０℃〜７００℃に
   ５分〜２４時間保持するものであることを特徴とする方
   法。 （９）特許請求の範囲第７項又は第８項に記載の製法に
   おいて、熱処理を磁場中で行うことを特徴とする方法。 （１０）一般式： （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０＿−＿Ｘ＿−
   ＿Ｙ＿−＿Ｚ＿−＿α＿−β＿−γＣｕ＿ＸＳｉ＿ＹＢ
   ＿ＺＭ′＿αＭ″＿βＸγ（原子％） （ただし、ＭはＣｏ及び／又はＮｉであり、Ｍ′はＮｂ
   、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｉ及びＭｏからなる群から
   選ばれた少なくとも１種の元素、Ｍ″はＶ、Ｃｒ、Ｍｎ
   、Ａｌ、白金属元素、Ｓｃ、Ｙ、希土類元素、Ａｕ、Ｚ
   ｎ、Ｓｎ、Ｒｅからなる群から選ばれた少なくとも１種
   の元素、ＸはＣ、Ｇｅ、Ｐ、Ｇａ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｂｅ、
   Ａｓ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、ｘ、ｙ、ｚ、α、β及びγはそれぞれ０≦ａ≦
   ０．５、０．１≦ｘ≦３、０≦ｙ≦３０、０≦ｚ≦２５
   、５≦ｙ＋ｚ≦３０、０．１≦α≦３０、β≦１０及び
   γ≦１０を満たす。）により表される組成を有し、組織
   の少なくとも５０％が１０００Å以下の平均粒径を有す
   る微細な結晶粒からなり、残部が実質的に非晶質である
   Ｆｅ基軟磁性合金を製造する方法であって、前記組成の
   溶湯を急冷することにより非晶質合金とする工程と、こ
   れにその平均粒径が１０００Å以下の微細な結晶粒を形
   成するための熱処理を施す工程とを含むことを特徴とす
   るＦｅ基軟磁性合金の製造方法。（１１）特許請求の範
   囲第１０項に記載の製法において、前記熱処理工程が前
   記非晶質合金を４５０℃〜７００℃に５分〜２４時間保
   持するものであることを特徴とする方法。 （１２）特許請求の範囲第１０項又は第１１項に記載の
   製法において、熱処理を磁場中で行うことを特徴とする
   方法。