TWI230201B - An iron-base amorphous thin strip having excellent soft-magnetic property, iron-core using thus produced strip, and a mother alloy for producing a rapidly quenched thin strip for these uses - Google Patents

Description

1230201 玖、發明說明 (發明說明應敘明：發明所屬之技術領域、先前技術、内容、實施方式及圖式簡單說明） L發明所屬技術領域3 技術領域 本發明係有關於一種使用於電力用變壓器、高頻率變 5 壓器等之鐵心材料之軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶、 使用該薄帶製成之鐵心及使用於前述薄帶與前述鐵心之用 以製造急冷凝固薄帶之母合金。 背景技術 10 非晶質合金薄帶係可藉將合金由熔融狀態急冷而得到 ’已知之製造薄帶之方法係有離心急冷法、單輥法、及雙 輕法等。該等方法係藉使熔融金屬由孔口等喷出至高速旋 轉之金屬製滾筒内周面或外周面而使該熔融金屬急速凝固 ，以製造薄帶或細線，且進而可藉適當地選擇合金組成， 15而得到磁性質、機械性質優異、或耐腐蝕性優異之非晶質 合金。 該非晶質合金薄帶因為其優異之特性，被視為可於多 種用途中作為工業材料來使用，其中，使用於作為電力變 壓器或高頻率變壓器等之鐵心材料中時，基於鐵耗損低， 2〇且飽和磁通密度及透磁率高之理由，係採用Fe基非晶質合 金薄帶，例如Fe-Si-B系非晶質合金薄帶等。 眾所皆知，使用Fe非晶質合金薄帶作為鐵心材料時， 為了提升磁性’係於薄帶表面形成有氧化物等絕緣被膜。 、絕緣被膜於繞捲或積層薄帶而製成之變壓器磁心中，具有 1230201 坎、發明說明 提冋層間絕緣性，及減少因通過磁通變化而產生之渦電流 損失之效果。 本發明人等於曰本專利公開公報11-300450號中揭示 $於急冷凝固而得到之薄帶之至少一側表面具有適當厚度之 極薄氧化層之Fe基非晶質合金薄帶，及於該氧化層下部具 有包含有P及S至少1種之偏析層之薄帶。 又，曰本專利公開公報2000-309860號中揭示於極薄 氧化層與非晶質母相之界面附近具有包含有As、Sb、則、 Se、Te至少1種以上之元素之偏析層之Fe基非晶質合金 1〇薄帶。進而，於曰本專利公開公報2000-313946號中更揭 不具有2層構造之極薄氧化層之Fe基非晶質合金薄帶，及 於該氧化層之母相側之第2層中p、As、Sb、Bi、s、Se、 Te之至少1種以上之元素偏析之薄帶。 使用前述非晶質合金薄帶組合成捲鐵心或積鐵心變壓 15器時，普通係將薄帶環形地繞捲成捲鐵心，或將多片薄帶 片積層形成積鐵心後，朝磁性電路方向施加直流磁場且施 行退火處理。退火之目的係使施加磁場方向上出現磁各向 異性而提尚磁通密度，及減少薄帶内之變形以降低鐵耗損 〇 20 於該處理中，退火溫度低時，不僅不易產生磁各向異 性而無法提升磁通密度，且因無法除去變形而不能降低鐵 耗損。然而，退火溫度低時，可降低退火所造成之薄帶之 脆化。 由另一方面看，當退火溫度高時，磁通密度增大，且 1230201 玖、發明說明 因充分地除去變形而降低鐵耗損，但是薄帶之跪化卻增大 。因該退火所產生之脆化之原因並不明確，然而，可想成 是因急冷凝固而較隨機地配置之各原子局部地成為有秩序 構造而產生的。再者’退火溫度高時，薄帶會結晶化，喪 5 失了非晶質特有之優異軟磁性。 因此，鐵心退火時有其最適當的溫度。然而，於該退 火處理中，鐵心之重量越重體積越大時，於装入熱處理爐 後之加熱中，鐵心各部位越容易產生溫度不均勾性。為了 降低溫度不均句性，可花費充足之時間於昇溫過程及降溫 10過私中，然而花費時間會使生產性降低。 —以往，該退火步驟之改善對策，係有於鐵心内外周面 安裝有絕熱材料，而於冷卻時盡可能地降低鐵心内之溫度 差之方法（日本專利公開公報63_45318號）等然而，㈣ 之方法係改善薄帶本身而使其於具有溫度不均句性仍不會 u有問題。然而，從來沒有可減輕於退火步驟中因鐵心各^ 位：溫度不均勾性引起之性能惡化情況之^基非晶質合金 薄帶。 圍内添加特㈣圍《P，而發明了即使於退火中鐵心各部 位產生了溫度不均勻性時，或以較低之溫度進行退火時仍 ΓΓ優異軟磁性，且可抑制薄帶脆化之&基非晶質合金 溥γ，並以專利申請案20 “申_。 23359(以下，稱作前案發明） .述各公開公報所揭示之^基非晶質合金薄帶之較佳 20 1230201 玖、發明說明 組成，於日本專利公開公報11-300450號中，係含有P與 S之1種以上於0.003質量％以上、0.1%以下之範圍内， 於公開公報2000-309860號中則係含有As、Sb、Bi、Se、 Te之至少1種以上於0.0003質量％以上、0.15質量％以下 5 之範圍内，而於公開公報2000-3139456號中，係包含有Ρ 、As、Sb、Bi、S、Se、Te之至少1種以上於0.0003質量 %以上、0.15質量％以下範圍内。 添加有P之Fe基非晶質合金薄帶，係如於前述前案發 明之說明書中所述般，係揭示於日本專利公開公報57-10 185957號、公開公報8-193252號、公開公報9-202946號 、公開公報9-202951號、公開公報9-268354號、及公開 公報11-293427號中。然而，不論何者皆與前案發明之組 成不同，且均非可降低前述因溫度不均勻性所引發之性能 惡化者。 15 又，鑄造如此之Fe基非晶質合金薄帶時，基於含有不 純物元素時無法得到低鐵耗損等理由，而於鐵源中使用電 解鐵等高純度鐵，然而，本發明人等於日本專利公開公報 9-202946號中，揭示含有以質量％ 0.008% S PS 0.1% 、 0.15% ^Mn^0.5% 、及 0.004% S SS 0.05% 之不純物之特 20 定組成之Fe-Si-B-C系非晶質合金薄帶。該薄帶係藉含有 微量之Ρ(0·1質量％係相當於0.16原子％ )改善鐵耗損，而 可增加不純物之Μη與S之容許量，因此，可使用普通之 鋼鐵製程中生產之廉價之鋼作為鐵源。 普通之用以製造鋼鐵之過程中所生產之鋼中，除了不 1230201 玖、發明說明 純物元素之前述Μη及S以外，尚存在有各種脫氧劑、而于 火材料或起因於黏著於製鋼容器之異鋼種等之各種元素。 其中，容易與〇、Ν或與C結合而形成析出物之Α卜Ti、

Zr等元素可於鑄造薄帶時促進結晶化，因此，以往所使用 5 的是盡可能地減少該等元素者。 有關於 A1，於 Proc.4th Int.Conf.Rapidly Quenched Metals，957(1981)中，有關於Ti則係於曰本金屬學會雜諸 第52卷，第7號，733(1988)中，皆記載了因微量添加造 春 成薄帶表層部結晶化而使鐵耗損惡化的情形。 10 又，日本專利公開公報4-329846號中，揭示使用含有 0.01質量％以上之A卜Ti、Zr之至少1種之低純度原料時 ，可添加任1種或2種0.1〜1.0質量％之Sn，或0.01〜0.05 質量％之S來防止特性惡化，然而，因為添加Sn、S而使 脆性惡化。又，如前述公開公報之實施例所載，於Sn添加 15 材料中，鐵耗損仍為W13/5〇且0.15W/kg以上之低水平。 【發明内容】 ® 發明揭示 * 因此，本發明欲解決之課題係於使用於電力用變壓器 » 、高頻率變壓器等之鐵心材料之Fe基非晶質合金薄帶中， 20 積極地添加以往視為不宜使用之P，並利用使該添加量適 當，而提供一種可使薄帶之非晶質母相之特性更加提昇， 且包含有形成於表面之極薄氧化層及該極薄氧化層與非晶 質母相之間之偏析層之綜合性之軟磁性優異之薄帶。 又，本發明係於藉添加特定範圍之P，於疊合薄帶形 10 1230201 玖、發明說明 成鐵心後退火之際，鐵心各部位產生溫度不均勻性時，或 以較低溫度退火時，皆仍可表現優異軟磁性，且可防止薄 帶脆化之Fe基非晶質合金薄帶中，使Si含量之下限明確 且擴大組成範圍。 5 進而，本發明係基於當Fe基非晶質合金薄帶中包含有

Al、Ti等被視為於薄帶鑄造時可促進結晶化之不純物元素 時，仍可顯著地防止結晶化，且可使鐵耗損等特性不惡化 ,而可以普通之鋼鐵製程中生產之通用鋼作為鐵源來使用 〇 1〇 本發明係為了解決前述課題而作成者，其要旨如下。 (1) 一種Fe基非晶質合金薄帶，係透過具有槽狀之開口部 之喷射熔液喷嘴喷出熔融金屬至移動之冷卻基板上，使 其急冷凝固而得到之金屬薄片，又，係於含有〇·2原子 %以上、12原子％以下之ρ之非晶質母相之至少一側 之薄帶表面，具有厚度5nm以上、2〇nm以下之極薄氧 化層者。 (2) 如第（1)項之Fe基非晶質合金薄帶，係於前述極薄氧化 層與前述非晶質母相之間具有含有p及s之至少丨種 之偏析層者。 ()第（1)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述極薄氧化 層係具有2層構造。 ⑷如第⑴〜⑶項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 至少於前述薄帶表面之不接觸前述冷卻基板之側具有極 薄氧化層。 11 1230201 玖、發明說明 (5) 如第（2)或（4)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述偏析 層之厚度係〇.2nm以上。 (6) 如第（3)或（4)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述具有 2層構造之極薄氧化層之2層皆為非晶質氧化物層。 5 (7)如第（3)或（4)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述具有 2層構造之極薄氧化層中，位於薄帶最表面之第1氧化 層係結晶質氧化物與非晶質氧化物之混合層，而位於該 第1氧化層與非晶質母相之間之第2氧化層則為非晶質 氧化物層。 10 (8)如第（3)或（4)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述具有 2層構造之極薄氧化層中，位於薄帶最表面之第1氧化 層係結晶質氧化物層，而位於該第1氧化層與非晶質母 相之間之第2氧化層則為非晶質氧化物層。 (9) 如第（1)~(8)項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 15 前述極薄氧化層係由Fe系、Si系、B系、或該等元素 之複合體構成者。 (10) 如第（7)~(9)項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 構成前述極薄氧化層之結晶質氧化物係具有尖晶石構造 之Fe系氧化物。 20 (11)如第（3)、（4)、或（6)~(10)項中任一項之Fe基非晶質合 金薄帶，其中前述具有2層構造之極薄氧化層之整體厚 度係5nm以上、20nm以下，且前述第1氧化層之厚度 係3nm以上、15nm以下，而前述第2氧化層之厚度則 為2nm以上、10nm以下。 1230201 玖、發明說明 (12) 如第（3)、（4)、或（6)〜（10)項中任一項之Fe基非晶質合 金薄帶，其中P、As、Sb、Bi、S、Se、Te之至少1種 以上之元素係偏析至前述第2氧化層。 (13) 如第（1)~(12)項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其 5 中前述薄帶之帶厚係10 // m以上、100 /z m以下。 (14) 一種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係由Fe、Co、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之 不純物構成之非晶質合金薄帶，又，其組成以原子％表 示為 Fe^Cox : 78% 以上、86% 以下（0.05SXS0.4)，

10 Si : 2%以上、小於4% ，B :超過5% 、16%以下，C :0.02%以上、4%以下，及P : 0.2%以上、12%以下 〇 (15) 如第（14)項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合 金薄帶，其中Fe^Cox之組成以原子％表示為Fe^ 15 xCox :超過 80%、82% 以下（0·05$Χ$0·4)。 (16) 如第（14)或（15)項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非 晶質合金薄帶，係具有退火後之B8〇為1.37T以上，且 該B8G之標準偏差小於0.1之軟磁性，並且具有以可確 保該軟磁性之於退火中之退火溫度之最大值為TA max 20 ，且最小值為TA min時，ATa: TA max — TA min至少 為80°C之退火溫度特性。 (17) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係由Fe、Ni、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之 不純物構成之非晶質合金薄帶，又，其組成以原子％表 13 1230201 玖、發明說明

示為 FeuNiy : 78% 以上、86% 以下（0.05SYS0.2)， Si : 2%以上、小於4% ，B :超過5% 、16%以下，C ·· 0.02%以上、4%以下，及p : 〇·2%以上、12%以下 〇 5 (丨8)如第（17)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中Fei γΝίγ之 組成以原子％表示為Fei YNiY ·•超過80% 、82%以下 (0·05 〇·2) 〇 (19) 如第（17)或（18)項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非 晶質合金薄帶，係具有退火後之B8〇為1.35T以上，且 10 該Bso之標準偏差小於〇·1之軟磁性，並且具有以可確 保該軟磁性之於退火中之退火溫度之最大值為TA max ’且最小值為Τα min時’ △ Ta = Τα max — Τα min至少 為80°C之退火溫度特性，且更具有於退火後之薄帶幫 曲180之試驗中’令薄帶之帶厚為t，業已破壞時之 15 彎曲直徑為Df時’薄帶破壞變形£ f = t/(Df — t)為0.015 以上之優異耐脆化特性。 (20) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係透過具有槽狀開口部之喷射熔液喷嘴噴出溶融合金至 移動之冷卻基板上’使其急冷凝固而得到的，且係以 20 Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純物構成

之Fe基非晶質合金薄帶，又，其組成以原子％表示為 Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% ，B :2%以上、15%以下，C : 0.02%以上、4%以下，p : 1%以上、14%以下，及B + P : 12%以上、2〇%以下， 1230201 玖、發明說明 並且以薄帶寬方向之各部位中之退火後之鐵耗損之最大 值為 Wmax、且最小值為 Wmin 時，（Wmax — Wmin)/Wmin 係 0.4 以下。 (21) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 5 係透過具有槽狀開口部之喷射熔液喷嘴喷出熔融合金至

移動之冷卻基板上，使其急冷凝固而得到的，且係由 Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純物構成 之Fe基非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％ ，且為 Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% ，B 10 : 2%以上、15%以下，C : 0.02%以上、4%以下，P :

1%以上、14%以下，及B + P : 12%以上、20%以下， 且更具有於薄帶接觸冷卻基板之面上不可避免地形成之 長度500 // m以上或寬度50 // m以上之粗大氣泡且其個 數為10個/cm2以下之領域為面積率80%以上之良好薄 15 帶形狀性。 (22) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係透過具有槽狀開口部之喷射熔液喷嘴喷出熔融合金至 移動之冷卻基板上，使其急冷凝固而得到的，且係由 Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純物構成 20 之Fe基非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％表示為

Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% ，B :2%以上、15%以下，C : 0.02%以上、4%以下，P : 1%以上、14%以下，及B + P : 12%以上、20%以下， 且更具有於令薄帶寬方向之任何位置上之帶厚最大值為 15 1230201 玖、發明說明 tmax，且最小值為 tmin 時，△t=tmax—tmin 於 5//m 以下之良好薄帶形狀性。 (23)如第（22)項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合 金薄帶，其中前述At係3/zm以下。 5 (24) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶，

係由Fe、B、C、P之主要元素及不可避免之不純物構 成之非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％表示為Fe :78%以上、86%以下，B :超過5% 、16%以下，C :0.02%以上、8%以下，及P : 0.2%以上、12%以下 10 。 (25) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係由Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％表示為 Fe : 78%以上、86%以下，Si : 0.02%以上、小於2%

15 ，：B :超過5% 、16%以下，C : 0.02%以上、8%以下 ，及P : 0.2%以上、12%以下。 (26) 如第（14)〜（25)項中任一項之於交流電中軟磁性優異之 Fe基非晶質合金薄帶，其中P之組成係以原子％表示 為P : 1%以上、12%以下。 20 (27) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係以記號Μ表示As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以 上，且係由Fe、Si、B、C、Μ之主要元素及不可避免 之不純物構成之非晶質合金薄帶，組成係以原子％表示 為Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% 16 1230201 玖、發明說明 ，：B :超過5% 、16%以下，C ·· 0.02%以上、4%以下 ，及Μ : 0.2%以上、12%以下。 (28) —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係以記號Μ表示As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以 5 上，且係由Fe、Si、B、C、P+M之主要元素及不可 避免之不純物構成之非晶質合金薄帶，組成係以原子％ 表示為Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於 4% ，B :超過 5% 、16% 以下，C : 0.02% 以上、4% 以 下，及P+M : 0.2%以上、12%以下。 10 (29)如第（27)項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合 金薄帶，其中Μ之組成係以原子％表示為Μ : 1%以上 、12%以下。 (30) 如第（28)項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合 金薄帶，其中P+M之組成係以原子％表示為P+M : 15 1%以上、12%以下。 (31) 如第（24)、（25)、（27)~(30)項中任一項之於交流電中軟 磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶，係具有退火後之 B80為1.35T以上，且該B8〇之標準偏差小於0.1之軟磁 性，並且以可確保該軟磁性之於退火中之退火溫度之最 20 高溫度為TA max，且最低溫度為TA min時之退火溫度 溫差 ΛΤα^Τα max — TA min 係至少為 80°C。 (32) 如第（14M19)、（24)、（25)、（27M30)之於交流電中軟 磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶，係具有退火後之鐵 耗損為0.12W/kg以下之鐵耗損特性，且具有以可確保 17 1230201 玖、發明說明 該鐵耗損特性之退火中之退火溫度之最大值為TB max 、最小值為TB min時，ΛΤβ = TB max— TB min至少為 60°C之退火溫度特性。 (33) 如第（20)〜(23)項中任一項之於交流電中軟磁性優異之 5 Fe基非晶質合金薄帶，係具有退火後之鐵耗損為 O. 12W/kg以下之鐵耗損特性。 (34) 如第（14)〜（16)、（24)、（25)、（27)〜(30)項中任一項之於 交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶，係具有 於退火後之薄帶之彎曲180°試驗中，令薄帶之帶厚為 10 t，且破壞後之彎曲直徑為Df時，薄帶破壞變形ε f = t/(Df—t)為0.01以上之優異耐脆化特性。 (35) 如第（14)〜(34)項中任一項之於交流電中軟磁性優異之 Fe基非晶質合金薄帶，其中B之組成係以原子％表示 為B :超過5%、小於14%。 15 (36)如第（20)~(35)項中任一項之於交流電中軟磁性優異之

Fe基非晶質合金薄帶，其中Fe之組成係以原子％表示 為Fe :超過80% 、82°/。以下。 (37) —種Fe基非晶質合金薄帶，係以由Fe、B、C及P、 As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以上構成之主要元素 20 ，及包含有與0、N或與C結合之析出物形成元素之 不純物元素構成，並且該析出物形成元素之含量以質量 %表示為於合計2.5%以下之範圍。 (38) —種Fe基非晶質合金薄帶，係以由Fe、Si、B、C及 P、 As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以上構成之主要 1230201 玖、發明說明 元素’及包含有與0、N或與c結合之析出物形成元 素之不純物it素構成，並且該析出物形成元素之含量係 以質置％表示為於合計2.5%以下之範圍。 、 5 (39)如第（37)或（38)項之Fe基非晶質合金薄帶其中前述 析出物形成元素係包含A1與Ti之一者或雙方，其人θ 係以質量％表示為Α1 : 〇·〇1%以上、1%以下，及Ti · 0.01%以上、1.5%以下。

(40) 如第（37)或（39)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述 主要元素之組成係以原子％表示為Fe : 78%以上、％ 10 %以下，B :超過5% 、16%以下，C : 〇〇2%以上、8 %以下’及P、As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以上 ••合計0.2%以上、12%以下。 (41) 如第（38)或（39)項之Fe基非晶質合金薄帶，其中前述 主要元素之組成，係以原子％表示為Fe : 78%以上、

15 86%以下’ Si ·· 0.02%以上、小於4%，B :超過5%、 16% 以下 ’ C · 0.02% 以上、8% 以下，及 p、As、Bi、 S、Se、Te之1種或2種以上··合計〇 2%以上、12% 以下。 (42) 如第（37)〜(41)項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其 20 中A1之含量係以質量％表示為o.ou以上、〇·2%以下 者。 (43) 如第（37)〜(42)項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其 中Ti之含量係以質量％表示為0.01%以上、0.4%以下 者。 19 1230201 玖、發明說明 (44) 如第（37)~(43)項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶，其 中P、As、Bi、Se、Te之1種或2種以上之含量係以 原子％表示為1%以上、0.4%以下者。 (45) —種於交流電中軟磁性優異之捲鐵心，係將如申請專 5 利範圍第14~44項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶環 形地捲繞，並進行退火者。 (46) —種於交流電中軟磁性優異之積鐵心，係將如申請專 利範圍第14~44項中任一項之Fe基非晶質合金薄帶擊 打成預定形狀，且積層，並進行退火者。 10 (47)—種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金

元素係以原子％表示為Fe : 77%以上、86%以下，Si :1.5%以上、4.5%以下，B : 5%以上、19%以下，C • 0.02%以上、4%以下，及P : 〇·2%以上、16%以下 ’又，剩餘部份係不可避免之不純物。 15 (48) —種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 元素係以原子％表示為Fe : 78%以上、86%以下，Si :2%以上、4%以下，B : 2%以上、15%以下，C : 0.02%以上、4%以下，P : 1%以上、14%以下，及B + P : 12%以上、20%以下，又，剩餘部份係不可避免 20 之不純物。

(49)一種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 元素係以原子％表示為Fe : 78%以下、86%以下，B : 超過5% 、16%以下，C : 0.02%以上、8%以下，及P :0.2%以上、12%以下，又，剩餘部份為不可避免之 20 1230201 玖、發明說明 不純部。 (5〇) 一種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 元素係以原子％表示為Fe: 78%以上、_以下，义 • 〇·〇2%以上、小於2%，B :超過5%、16%以下，C :0.02%以上、8%以下，及ρ : 〇·2%以上、12%以下 ，又，剩餘部份為不可避免之不純物。 (51) -種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 兀素係以原子％表示為Fei xC〇x : 78%以上、86%以下 (0·05$Χ^〇·4)，Si : 2% 以上、小於 4%，B :超過 5〇/〇 、16% 以下 ’ C · 〇·〇2。/。以上、4% 以下，及 p : 〇·2% 以上、12%以下，又，剩餘部份為不可避免之不純物。 (52) —種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 兀素係以原子％表示為Fei γΝίγ : 78%以上、86%以下 (0·05$Υ$〇·2) ’ Si : 2% 以上、小於 4%，B :超過 5% 、16% 以下 ’ c : 0.02% 以上、4% 以下，及 p : 〇·2〇/〇 以上、12%以下，又，剩餘部份為不可避免之不純物。 (53) —種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 元素係以原子％表示為Fe : 78%以上、86%以下，Si • 2%以上、小於4% ，b :超過5% 、16%以下，C : 0.02%以上、4%以下，及μ : 0.2%以上、12%以下， 然而Μ為As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以上，又 ’剩餘部份為不可避免之不純物。 (54) 如申凊專利範圍第47〜53項中任一項之便宜之用以製 造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，係包含有A1與Ti之一 21 1230201 玖、發明說明 者或雙方’且其含量係以質量％表示為A1: 0.01%以 上、1%以下，及Ti : 0.01%以上、1.5%以下。 圖式簡單說明 第1圖係顯示比較例之GDS分佈之圖。 5 第2圖係顯示本發明例之GDS分佈之圖。 t實施方式3 實施發明之最佳實施形態 本發明之Fe基非晶質合金薄帶，係透過具有槽狀之開 口部之噴射熔液喷嘴喷出熔融金屬至移動之冷卻基板上， 10 ’使其急冷凝固而得到之金屬薄帶，且係藉單輥法或雙輥 法等製造。且，於非晶質母相中，含有〇·2原子％以上、 12原子％以下之p，並於非晶質母相之至少一側之薄帶表 面具有厚度5nm以上、20nm以下之極薄氧化層。 非晶質母相之P，係積極地添加來作為主要之合金元 15 素而超過作為不純物所含有之範圍。藉添加該P，於薄帶 退火時，增加應力衰減效果，而使可顯現優異軟磁性之最 適當溫度範圍擴大。又，藉該應力衰減效果，磁嘴壁移動 變得更容易而減輕磁滯損失。 母相之P含有量小於〇·2原子％時，無法得到前述最 〇 適Μ退火溫度範圍擴大效果，而含有超過12原子％時，不 僅得不到更佳添加效果，且磁通密度降低。Ρ為1〜12原子 %時，Ρ添加效果可更有效地顯現，而為idO原子;^時， 還可更防止磁通密度降低，而表現更佳之效果。 非晶質母相之至少一侧之薄帶表面所具有之極薄氧化 22 1230201 玖、發明說明 非晶質母相之至少一側之薄帶表面所具有之極薄氧化 層’係5nm以上、2〇nm以下之適當厚度。於大氣中缚造 非晶質合金薄帶之過程中，薄帶表面會形成氧化層，其厚 度係依薄帶之溫度或薄帶附近之環境氣體而變化。本發明 5人等之實驗結果中可確認出該氧化層為5〜2〇nm之相當薄 和薄氧化層時，藉非晶質母相之磁_細分化效果可達到 優異之低鐵耗損化之效果。 極薄氧化層之厚度小於5nm B寺，不易形成均一之氧化 _ 層，會無法進行磁疇細分化。可推斷出磁疇細分化係藉極 1〇薄氧化層作用張力於薄帶而引起的。極薄氧化層係來自外 部之氧侵入至薄帶表面所形成的，因此，係藉體積膨脹來 使張力作用於薄帶，即，使極薄氧化層增厚則張力會變大 ，鐵耗損降低。然而，厚度超過2〇nm時沒有鐵耗損降低 效果。 15 又，本發明之Fe基非晶質合金薄帶，係於極薄氧化層 與非晶質母相之間具有含有P及s至少！種之偏析層之薄 Φ 帶。具有前述偏析層時，係較僅具有極薄氧化層時更可降 · 低鐵耗損。又，磁滯損失亦會隨著極薄氧化層厚度增加而 減少。可推論出該磁滯損失會減少，係因為形成含有p及 20 s至少1種之偏析層於非晶質母相與極薄氧化層之間，藉 此使兩者之界面平滑，而使磁疇壁更容易移動。該效果於 偏析層厚度於0.2nm以上時會較顯著，然而超過15nm時 卻無助於更加提昇。具有偏析層時，極薄氧化層之厚度直 至100nm左右為止都可看見鐵耗損降低之效果。 23 1230201 玖、發明說明 又，本發明之Fe基非晶質合金薄帶，係具有2層構造 之極薄氧化層之薄帶。利用提昇薄帶鑄造時之環境氣體中 之氧濃度，或提高由冷卻輥剝離之薄帶剝離溫度，使極薄 氧化層不僅厚，且形成為2層構造，藉此可更加降低鐵耗 5 損。 具有2層構造之極薄氧化層之本發明之薄帶中，令薄 帶最表面之層為第1氧化層，並另位於該第1氧化層與非 晶質母相之間之層為第2氧化層時，第2氧化層係由非晶 質氧化物構成，而第1氧化層則可為非晶質氧化物層、結 10 晶質氧化物層任一者，或可為非晶質氧化物與結晶質氧化 物之混合層。 第1氧化層可藉鑄造條件來變化構造。可逐漸增加第 1氧化層中之Fe量，使第1氧化層由非晶質進行結晶化而 成為非晶質與結晶質之混合層，甚至成為結晶質。隨著第 15 1氧化層進行結晶化，鐵耗損降低效果越大。於第1氧化 層中增加Fe量，係藉增加鑄造環境氣體中之氧濃度、提高 薄帶之剝離溫度、及添加後述之元素來進行。 第2氧化層不會因鑄造條件而有所變化，其非晶質氧 化物之狀態不會改變。可推斷出係由於第2氧化層較第1 20 氧化層含有較多的Si、B。 具有2層構造之極薄氧化層之整體厚度越增加，則越 可降低鐵耗損。這是由於極薄氧化層作用張力於薄帶使磁 轉細分化而減少渦電流損失，即，氧化層越厚，作用於薄 帶之張力就越大，磁疇會更細分化而越降低鐵耗損。2層 1230201 玖、發明說明 分別之功能中，氧容易侵入之第i氧化層係先膨服而完整 地作用張力’而第2氧化層則係將該張力傳導至母相及 使第1氧化層不由母相剝離。 因此，第1氧化層越厚，鐵耗損就越降低。然而，第 5 1氧化層相較於第2氧化層為過厚時，鐵耗損降低效果減 少。這係由於張力過大時，極薄氧化層之一部份自母相剝 離，無法作用張力於母相。且，第i氧化層之構造係趨向 於如刚述隨著由非晶質變化成結晶質，來降低鐵耗損。這 係因為業已結晶化者之剛性更強，可作用更強之張力。 10 又，具有2層構造之本發明薄帶中含有P、As、Sb、

Bi、S、Se、Te至少！種以上之元素時，該等元素係偏析 第 氧化層。偏析置係可利用控制元素含量、薄帶剝離 酿度、及鑄造環境氣體中之氧氣濃度來變化。 偏析至第2氧化層之該等元素之效果，係在於促進第 15 1氧化層之成長以減少薄帶之渦電流損失。於氧化物中， 相對於Fe離子為+ 2價或+ 3價，p、As、Sb、m之第$ 族疋素係+ 5價，而s、Se、Te之第6族元素則為+ 6價， 皆較Fe還多價。 使該等元素替換Fe進入極薄氧化層之第2氧化層時， 2〇電荷平衡崩壞，為了緩和該情況，金屬離子缺陷（Fe離子 缺陷）增大。如此一來，透過缺陷增大之第2氧化層，金屬 離子可容易由非晶質母相擴散至第丨氧化層，而促進第i 氧化層之成長。進而，第丨氧化層中之Fe量增加，而使第 1氧化層容易結晶化。 25 1230201 玖、發明說明 其結果為，作用於薄帶之張力增大，引發磁疇細分化 ，使渦電流損失減少。再者，P、As、Sb、Bi、S、Se、Te 之至少1種以上之元素，亦具有使磁滯損失減少之效果， 可推論出該效果係使第2氧化層與非晶質母相之界面平滑 5 化，而使磁疇壁容易移動所達成的。 母相中之P含量，係如前述為0.2原子％以上、12原 子％以下，然而可使母相含有P且同時含有As、Sb、Bi、 S、Se、Te 之至少 1 種，或以 As、Sb、Bi、S、Se、Te 之 至少1種替代P，該等元素之含量可為合計0.2原子％以 10 上、12原子％以下。該等元素中，以使用便宜之P與S較 佳。 又，構成極薄氧化層之結晶質氧化物宜為具有尖晶石 構造之Fe系氧化物。調查業已進行結晶化之第1氧化層之 氧化物之構造，係以Fe304或r -Fe203為主成分之尖晶石 15 構造。可藉如此之氧化物有效果地對母相作用張力。 此外，有關於具有2層構造之極薄氧化層之厚度，亦 以整體為5nm以上、20nm以下為佳。小於5nm時，氧化 層不易2層化，超過20nm時亦沒有更佳之鐵損耗降低效 果。第1氧化層之厚度宜為3nm以上、15nm以下。小於 20 3nm時，鐵損耗降低效果不彰，超過15nm時，鐵損耗降 低效果亦沒有提昇。第2氧化層之厚度係以2nm以上、 10nm以下為佳。小於2nm時，鐵損耗效果不彰，而超過 10nm時，由於穿越第2氧化層之Fe量減少，因此，會妨 礙產生大張力之第1氧化層成長。 26 1230201 玖、發明說明 前述本發明之薄帶中，極薄氧化層及偏析層，並不一 定要存在於薄帶之兩面，只要存在於任何-面就可得到鐵 耗損降低之效果。然而，為了可於鑄造薄帶時容易控制極 薄氧，層之厚度’且因為接觸到冷卻基板之面具有氣料 * 5極薄氧化層就不易均一，所以，係以至少於無接觸冷卻基 * 板之側之面具有極薄氧化層為佳。 且，極薄氧化層宜由Fe系、Si系、B系之氧化物，或 該等元素之複合氧化物構成。其中，尤以Fe系、si系之 · 氧化物為主體為佳。該等氧化物係以高於室溫之高溫形成 10於薄帶表面，藉此作用最適當張力於非晶質母相，而藉磁 疇細分化使鐵耗損有效果地降低。 本發明中之薄帶之較佳帶厚係10/ΖΠ1以上、i00/zm 以下。這係由於小於l〇/Zm時，不易穩定地鑄造薄帶，而 超過100//m時亦不易穩定地鑄造薄帶，且薄帶會變脆。 15且，係以10// m以上、70/Z m以下尤佳，於該範圍中可更 穩定地進行鑄造。薄帶之寬度沒有特別規定，然而係以 · 20mm以上為佳。 0 本發明中之Fe基非晶質合金薄帶及構成該基之母合金 之組成（組成係原子％。以下相同），除了如前述使p為〇·2 20 %以上、16°/。以下之外，以Fe為70%以上、86%以下，

Si為19%以下，B為2%以上、20%以下，及C為0.02% 以上、8%以下為佳。又，以As、Sb、Bi、S、Se、Te之1 種或2種以上替換p之一部份亦無妨。典型之成分組成中 ’為了得到高磁通密度之薄帶，宜使用Fe-Co系合金，而 27 1230201 玖、發明說明 了使薄帶於寬方向上之鐵耗損特性均—化表面性狀且帶 厚均-化，係以使用Fe_(Si)_B_P系合金為佳。以下，記述 具體之成分組成。

丄）以 he、（Jo、Si、B、C、P 〜土罟7L素及不可避免之 不純物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由Fei xC〇x : 78%以上、86%以下，且宜超過8〇% 、82%以下

(0_05^Χ^0·4)，Si : 2% 以上、小於 4%，B :超過外 16%以下’ C : 0.02%以上、4%以下，及p : 〇.2%以上 12%以下構成之組成。 10 2)以Fe、Ni、Si、B、c、p之主要元素及不可避免之 不純物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由 YNiY ·· 78%以上、86%以下，且宜超過8〇% 、82%以下 (0.05 S XS 0·2) ’ Si · 2% 以上、小於 4% ，B :超過 5%、 16%以下’ C : 0_02%以上、4%以下，及p : 〇 2%以上、 15 12%以下構成之組成。

3) 以Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由Fe : 78% 以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% ，B : 2%以上、 15%以下，C : 0.02%以上、4%以下，P : 1%以上、14% 20 以下，且B + P : 12%以上、20%以下構成之組成。 4) 以Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由Fe : 78% 以上、86%以下，B :超過5% 、16%以下，C : 0.02%以 上、8%以下，P : 〇·2%以上、12%以下，且宜為1%以上 28 1230201 玖、發明說明 上、8%以下，P : 〇·2%以上、12%以下，且宜為1%以上 、12%以下構成之組成。 5) 以Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由Fe : 78% 5 以上、86%以下，Si : 0.02%以上、小於2% ，B :超過5 % 、16%以下，C : 0.02%以上、8%以下，p : 0.2%以上 、12%以下，且宜為1%以上、12%以下構成之組成。 6) 以記號Μ表示As、Sb、Bi、S、Se、Te之1種或2 % 種以上，而以Fe、Si、B、C、M之主要元素及不可避免之 10 不純物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由Fe : 78%以上、86%以下’ Si · 2%以上、小於4% ，b :超過5 % 、16%以下，C ·· 0.02%以上、4%以下，Μ : 〇 2%以上 、12%以下’且宜為1%以上、12%以下構成之組成。 7) 以记 Μ!表不 As、Sb、Bi、S、Se、Te 之 1 種或 2 15種以上，而以Fe、Si、B、C、P+M之主要元素及不可避 免之不純物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由 ·

Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% ，B : 超過5%、16%以下，C : 0.02%以上、4%以下，M ·· 〇·2 %以上、12%以下，且宜為1%以上、12%以下構成之組 - 20 成。 8) 由 Fe、B、C 或 Fe、Si、B、C 及 As、Sb、Bi、s、

Se、Te之1種或2種以上所構成之主要元素，及與〇、n 或與C結合之析出物形成元素構成之組成，|，該析出物 形成元素之含量係以質量％表示為合計2·5%以下之範圍。 29 1230201 疚、發明說明 9) 於8)記載之組成中，前述析出物形成元素更包含有 A1、Τι之一者或雙方，且其含量係以質量％表示為a1 : 0.01%以上、1%以下，且宜為〇 〇1%以上、〇 2%以下，Ti • 0.0U以上、1.5%以下，且宜為〇 〇1%以上、〇屬以下 5 而構成之組成。 10) 以Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由: 78% 以上、86%以下’ B :超過5% 、16%以下，C : 0.02%以 上、8% 以下’及 p、As、Sb、Bi、5、Se、Te 之 1 種或 2 10種以上合計為〇·2%以上、12%以下，且宜為1%以上、12 %以下構成之組成。 11) 以Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由: 78% 以上、86%以下，Si ·· 0.02%以上、小於4% ，B :超過5 15 % 、16% 以下，C : 0.02% 以上、8% 以下，及 p、As、Sb 、：Bi、S、Se、Te之1種或2種以上合計為〇·2%以上、12 %以下，且宜為1%以上、12%以下構成之組成。 12) 以Fe、Si、Β、C、Ρ之主要元素及不可避免之不純 物構成之Fe基非晶質合金薄帶及母合金，係由Fe : 77% 20 以上、86%以下，Si ·· 1.5%以上、小於4.5% ，B :超過5 % 、19%以下，C : 0.02%以上、8%以下，及p : 〇·2%以 上、16%以下，且宜為1%以上、12%以下構成之組成。 使用薄帶於鐵心時，必需使飽和磁通密度為1·5Τ以上 之高值，因此，使Fe為70原子％以上、而超過86原子％ 30 1230201 玖、發明說明 時’非晶質形成係困難的。

Si及B係用以提昇非晶質形成能力及熱穩定性之元素 。小於前述範圍時’不易穩㈣形成非晶質，而超過前述 範圍時，亦僅係提高原料成本，而無法更加提昇非晶質形 5 成能力或熱穩定性。 C係有助於提昇薄帶鑄造性之元素。可藉含有前述範 圍内之C，提昇熔液與冷卻基板之親和性以鑄造良好薄帶 Ο 又，為了進一步謀求磁性穩定化，宜使&為78〜86原 1〇子％ 、Si小於2〜4原子％ 、及B超過5〜16原子％。且， 利用使Fe於超過80〜82原子％、及b於超過5〜14原子％ 之範圍，增大藉極薄氧化層降低鐵耗損之效果。 本發明之薄帶不僅可藉單輥裝置製造，亦可藉雙輥裝 置、使用滾旖内壁之離心急冷裝置、及使用循環運輸帶之 15 裝置來製造。 極薄氧化層之厚度及構造，可藉由薄帶截面方向之 TEM觀察來調查。又，可藉使用GDS(輝光放電發光光譜 法）、SIMS等之表面解析方法測出之各元素之縱深方向分 佈，調查氧化層中各元素之狀態及偏析狀態。 20 本發明之Fe基非晶質合金薄帶，係於限定Fe、b及c 之組成範圍中，添加預定量之P，及不添加Si，或添加少 量之Si者。藉形成為如此之組成，於疊合薄帶形成鐵心後 退火之際，即使鐵心各部位產生溫度不均勻性，退火後之 磁通密度仍顯著地昇高，且，鐵心各部位之磁通密度之不 31 1230201 玖、發明說明 均一性小。又，可擴大適當之退火溫度範圍，且就算以較 低溫度進行退火時亦可顯現優異之軟磁性，及可防止退火 造成之薄帶之脆化。

於本發明中，退火後之磁通密度，係測量業已施加頻 5 率50Hz，最大施加磁場80A/m之交流電磁場時之最大磁 通密度Β80，而以B80之標準偏差評價因退火時之溫度不均 勻性造成之鐵心各部位之磁通密度的不均一性，且，以可 確保優異之軟磁性之退火中之最高溫度為TA max，且最低 溫度為Τα min時之退火溫度溫差ΔΤα: Τα max —Ta min 10 作評價。 又，測量退火後之鐵耗損，並以可確保優異之軟磁性 之退火中之最高溫度為TB max，且最低溫度為TB min時之 退火溫度溫差max —TB min評價因前述溫度不均 勻性造成之鐵心各部位之鐵耗損之不均一性。 15 退火所造成之薄帶之脆化特性，係以於退火後之薄帶

之彎曲180°試驗中，使薄帶之帶厚為t，且業經破壞時之 彎曲直徑為Df時之薄帶破壞變形ε f=t/(Df—t)來判定。 以下，針對組成之限定理由作說明。

Fe係78原子％以上、86原子％以下。Fe小於70%原 20 子時，鐵心無法得到充足之磁通密度，而超過86原子％時 非晶質形成係困難的，不能得到良好之磁性。 又，利用使Fe超過80原子％ ，可更穩定地得到於溫 差更大之退火溫度範圍中，及低溫側之退火中B80- 1.35T 之優良之軟磁性。進而，利用使Fe為82原子％以下，可 32 1230201 玖、發明說明 更穩疋地得到非晶質，且更穩定地得到巴【2 之優良耐 脆化特性。

Si係不添加’或添加〇 〇2原子％、小於4原子％。添 夺之下限G.G2原子％係限定為超過作為不純物不可避免 5地含有之量之值。本發明之組成中，藉添加P之效果，即 吏不/4、加Si或添加了小於4原子％之&，仍可穩定地形 成非晶質。這係因為添加下述範圍之c達到前案發明中所 述之Sl下限之效果，可穩定地形成良好之非晶質薄帶。X i ’添加4原子％以上時，不易藉添加主要元素之P、As、

Bi S、Se、Te之1種或2種以上達成前述效果。 c係㈣原子％以上、8原子％以下。c係有助於薄 帶之缚造性之元素。可藉含有c〇〇2原子％提昇溶液與冷 部基板之親和性，穩定地形成良好之非晶f薄帶。然而， 含有超過8原子％時並無助於提昇該效果。 15 此外，前案發明中係使C於0.02原子％以上、4原子 %以下，然而，本發明中係使Si為前述範圍，因此於本發 春 明中可使（Si + C)量為〇·02原子％以上、小於8原子％。 B係超過5原子％、16原子％以下。當6於5原子％ 以下時不易敎地形成非晶質，而超過16原子％時亦不能 ‘ 2〇更加提昇非晶質形成能力。又，利用使B小於14原子％ 時，「藉添加P使最適當退火溫度範圍擴大之效果」或「藉 添加P使退火溫度範圍朝低溫側擴大之效果」係更有效果 地展現。即，B於超過5原子％、小於14原子％之範圍中 時，可得到Bsq之不均一性更少之優異之軟磁性與e g 33 1230201 玖、發明說明 0.01之更優異之耐脆化特性之非晶質合金薄帶。 p係0.2原子％以上、12原子％以下。p係本發明中 最重要之元素。本發明人等業已於曰本專利公開公報^ 202946號中揭示添加0.008質量％以上、〇」質量％ (〇16 5原子％ )以下之P時，可使Μη與S之容許含量增加，而可 使用便宜之鐵源，然而，本發明係利用添加超過前述公報 中揭示之量之適當量之Ρ，於鐵心之退火步驟中，及於鐵 〜各邛位業已產生溫度偏差時，亦可防止該溫度偏差造成 之軟磁性之惡化。又，可容易以較鐵心產生脆化之溫度還 10 低之溫度進行退火。 Ρ小於0.2原子％時，無法得到擴大最適當退火溫度 範圍之效果，或使退火溫度範圍朝低溫侧擴大之效果，而 超過12原子％時，不僅亦無法藉ρ達成更佳之效果，且磁 通密度降低。 15 又，利用使Ρ為1原子％以上時，可進一步防止ρ之 效果ie成之磁通密度BSG之不均一性，且同時更穩定地得 到B8〇- 1.35T與ε Αο.ίπ。即，p為i原子％以上、12原 子％以下時，還可防止磁通密度降低，顯現更佳之p添加 效果。 20 再者，即使本發明之Fe基非晶質合金薄帶含有不可 避免之不純物之如日本專利公開公報9·2〇2946號所揭示之 量之Mn、S等元素時，亦不會產生特別之問題。 有關於界定組成範圍，重要的係本發明中之ρ之效果 係藉於Fe、Si、Β、C系之限定之組成範圍中添加預定量 34 1230201 玖、發明說明 開始顯現，且C添加0.02原子％以上時，可不添加Si，或 添加小於2原子％之Si。 本發明薄帶係利用限定於如前述之組成，使組合成捲 鐵心或積鐵心時之進行退火後之鐵心各部位之磁通密度 5 B8〇2 1.35T，可確認磁通效果提昇。並且，具有B8〇之標準 偏差小於0.1之軟磁性，且前述退火溫度溫差ΔΤα^Τα max—TA min至少為80°之特性，即使具有大溫度範圍之溫 度偏差亦無妨。 又，具有退火後之鐵耗損為〇.12W/kg以下之鐵耗損特 10 性，且前述退火溫度溫差ATb = TB max — TB min至少為 60°之特性，即使具有大溫度範圍之溫度偏差亦無妨。 且，退火後之薄帶具有薄帶破壞變形ε f=t/(Dr—t)為 0.01以上之優異之耐脆化特性。 且，將前述本發明薄帶環形地繞捲並退火而形成之捲 15 鐵心，及將前述本發明薄帶擊打成預定形狀、積層且退火 而形成之積鐵心，皆為於交流電中軟磁性優異之鐵心。 本發明之Fe基非晶質合金薄帶，係由主要元素與不純 物元素構成，係藉於Fe-B-C系或Fe-B-C-Si系添加主要 元素之P、As、S、Se、Te之1種或2種以上，於即使含 20 有不純物元素之與Ο、N或與C結合之析出物形成元素合 計於2.5質量以下之範圍時，仍可抑制薄帶鑄造時之結晶 化，並使鐵耗損等特性不惡化。 前述析出物形成元素係容易與〇、N或與C結合而形 成析出物之元素。具體來說，可舉例有Al、Ti、Zr、V、 1230201 玖、發明說明 成析出物之元素。具體來說，可舉例有八卜Ti、心、V、 Nb 4，然而尤其為A1與Ti之一者或雙方時，係具有實用 之效果。普通之鋼鐵製程中生產之鋼中，近年來多使用A! 脫氧，亦採用Ti作為脫氧劑或添加元素，因此，可將含有 5該等元素之鋼作為鐵源來使用，係有助於減少薄帶之素材 成本。該等元素含有合計超過25質量％時，鐵耗損會超 過預定值而惡化，因此係2.5質量％以下。 以下’敘述較佳組成之限定理由。 A1係以〇·〇ι質量％以上、！質量％以下為佳。μ小於 10 0.01質量％時不易減少成本，而超過j質量％時亦無法更 減少成本。又，為了更穩定地得到低鐵耗損值，以0·2質 量％以下更佳。 ’ Τι則宜為ο·οι質量％以上、15質量％以下。Ti小於 0.01質量％時不易減少成本，而超過15質量％時亦無法 15更減乂成本。又，為了更穩定地得到低鐵耗損值，以〇.4 質量％以下更佳。 p ' As、Bi、s、Se、Te係作為本發明中之主要元素之 最重要之元素’係以1種或2種以上合計〇·2原子％以上 、12原子％以下為佳，且尤以〗原子％以上為佳。 ：〇 如前述，本發明人等於日本專利公開公報9-202946號 中揭不以含有〇·〇〇8質量％以下、〇1質量％G原子 )、乂下之微量之ρ作為不純物時’可使Μη與S之容許含 量曰加而可使用便宜之鐵源，然而，本發明中係使ρ為 主要元素而積極地添加。該ρ添加係具有顯著地防止^、 36 1230201 玖、發明說明

Ti等前述析出物形成元素於鑄造時造成結晶化之效果，該 效果對於As、Bi、S、Se、Te亦與P相同。且，該等元素 之較佳添加量係超過前述公開公報中之P含量。 該等元素之1種或2種以上合計小於0.2原子％時， 5 不易得到前述防止結晶化之顯著效果，而超過12原子％時 亦無法得到前述增加析出物形成元素之容許量之效果，且 有產生薄帶磁通密度降低之虞。又，為1原子％以上時， 防止磁通密度不均一性之效果可更進一步顯現，且可更穩 定地得到防止薄帶脆化之效果。 10 (實施例1) 藉單親法禱造？68〇.43丨2.569.41>6.4。1.3(原子％)之組成之 非晶質薄帶。鑄造係於可控制環境氣體之氣室内進行，並 改變鑄造環境氣體之氧濃度使極薄氧化層之厚度改變。冷 卻親係外徑300mm之Cu合金製，薄帶之寬度係25mm。 15 極薄氧化層之厚度係由藉GDS(輝光放電發光光譜法，濺鍍 速度50nm/秒）得到之各元素之濃度分佈而求得的。 將各薄帶以360°C1時間，於氮氣環境氣體中，並於磁 場中進行退火後，藉SST(Single Strip Tester)，測出頻率 50Hz，且最大磁通密度1.3T中之鐵耗損W13/50。極薄氧 20 化層之厚度於退火前後幾乎沒有變化。將結果顯示於表1 〇 相對於極薄氧化層厚度小於5nm之比較例No. 1，該厚 度5~20nm之本發明例之No.2〜NO.8之鐵耗損係明顯降低 。比較例No.1係於極低氧環境氣體中鑄造者。該厚度超過 37 1230201 玖、發明說明 20nm之比較例Νο·9及No.10之鐵耗損係與No.l同程度地 升高。 本發明例之No.2-a係將No.2之薄帶之自由面遮蔽而 蝕刻以除去輥面之極薄氧化層者，No.2-b係同樣地除去極 5 薄氧化層者。該等No.2、No.2-a、No.2-b之鐵耗損係幾乎 沒有改變，因此，可知道極薄氧化層可僅位於薄帶表面單 側0

No. 類別 薄帶之 厚度 ㈣ 極薄氧之厚度(nm) 鐵耗損 W13/5〇(W/kg) 銳_柳魏之面 (自由面） 溯斜P·之面 (輥面） 1 比較例 25 4.1 3.8 0.132 2 發明例 25 5.3 5.2 0.102 2_a // 24 5.3 0 0.100 2-b 27 0 5.2 0.103 3 ” 27 6.5 6.2 0.092 4 // 26 8.4 8.3 0.071 5 // 27 10.6 9.5 0.063 6 // 28 14.5 14.2 0.079 7 // 30 16.4 16.1 0.091 8 32 19.4 19.1 0.108 9 比較例 29 22.1 20.8 0.131 10 // 26 24.1 23.9 0.135 (實施例2)

10 藉單輥法於大氣中鑄造改變為FesojSiuBiWxPxCKW 原子％ )且X=0~15原子％之組成之非晶質薄帶。冷卻輥 係外徑600mm之Cu合金製。薄帶之寬度係25mm，厚度 係27μηι。極薄氧化層之厚度係與實施例1同樣地求得的。 且與實施例1同樣地退火，同樣地測出鐵耗損。將結果顯 38 1230201 玖、發明說明 示於表2。 相對於母相中無含有P之比較例No.ll，含有0.2~12 原子％之P之本發明例之No.12~No.18之鐵耗損係明顯地 降低。本發明範圍中並沒有因P量而有太大差異，係得到 5 9~11大致同一厚度之極薄氧化層。P超過12原子％之比較 例No.19及No.20中，磁通密度降低。此外母相中之P量 係依母合金之添加P量而變化。

針對No.ll及No.15，將各元素之GDS分佈顯示於第 1圖及第2圖。Ο濃度高之部分係極薄氧化層。含有本發 10 明範圍之P之No.15中，不僅於母相中含有高濃度之P之 外，可見到P偏析至極薄氧化層之母相側。 表2

No. 類別 母相中 之PK 原邗） 極H氧fbf之厚勸m) 鐵耗損 W13/5〇(W/kg) 絲之面 (自由面） 機辦p級之面 (綱 11 比較例 0 3.9 3.7 0.131 12 發明例 0.3 9.4 9.3 0.082 13 // 1.2 9.5 9.4 0.072 14 // 3.5 9.8 9.4 0.070 15 // 6.4 10.2 9.9 0.065 16 9.7 10.1 9.9 0.067 17 印 10.5 10.9 10.7 0.069 18 // 11.8 11.0 10.8 0.089 19 比較例 13.6 11.0 10.9 0.090 20 // 14.8 11.1 11.0 0.098 (實施例3) 與實施例1同樣地藉單輥法鑄造於Fe8().7Si2.6B15.7-15 xPxCij原子％ )添加有0.007質量％之S之組成之非晶質薄 39 1230201 玖、發明說明 帶。偏析層之厚度係改變薄帶之冷卻速度來變化。極薄氧 化層及偏析層之厚度係與實施例1同樣地求得的。並與實 施例1同樣地退火，同樣地測出鐵耗損。將結果顯示於表 3 〇

5 由GDS分佈（圖未示）可確認出極薄氧化層中之P及S 偏析至母相層中。又，於與氧峰重疊之位置上觀察到Fe、 Si、B之峰可知道係形成含有Fe系、Si系、B系之氧化物 之極薄氧化層。將極薄氧化層以蝕刻除去後，分析母相中 之P之結果係與整體分析值相同之6.1原子％。這係由於 10 極薄氧化層中所含有之P量相較於整體之P量係僅有一點 點。 由表3之結果來看，相對於偏析層之厚度小於0.2nm 之比較例No.21、及0.2nm以上之本發明例之Νο·22~Νο·27 之鐵耗損係明顯地降低。又，極薄氧化層之厚度接近20nm 15 時鐵耗損開始上升，然而將Νο·27與表1之Νο·8做比較時 可明白，具有偏析層之本發明例係可防止上升。比較例 Νο.28中，極薄氧化層超過20nm，鐵耗損降低之效果消失 〇 又，No.23-a及No.23-b係以與實施例1之No.2-a及 20 No.2-b相同之方法除去單面之極薄氧化層及偏析層之例， 可知道極薄氧化層、及偏析層皆可僅位於薄帶之單面。 表3

40 1230201 玖、發明說明 I S $ 鈹 奥 ίθ s 1 雾 % \k 00 0： 00 ΟΓ 00 or 00 00 00 β: 00 PL； 00 PLT 00 Oh" % r"H Η Q ο H vd 00 (Ν 00 CO X) <Ν 00 VO ο oo vd § § cn (Ν· oo i-H v0 -S ί0 1 1 w % 絮1 00 00 PL； 00 or CO ο; 00 0； 00 α; 00 00 00 or 隹 <N CS o cn vd VO 00 2 r-H <N. S S 數 cn in 2 Os Vd o (N ON G\ Ο 二 A 00 f-H !ϊ 蒸 ΜΝΤΝ 1 5 jLi ί 3 Ψ (實施例4) 有關於實施例3之組成，係與實施例2同樣地於大氣 中鑄造，且係以不形成偏析層之冷卻速度冷卻來作為比較 例。於鑄造時，係利用變化薄帶之剝離位置改變剝離溫度 5 以使極薄氧化層之厚度及構造改變。與實施例1同樣地測 41 1230201 玖、發明說明 量極薄氧化層之厚度，且藉由截面方向之TEM觀察來調查 構造。又，同樣地退火，且同樣地測出鐵耗損。將結果顯 示於表4。

於鑄造時，自冷卻輥剝離之剝離溫度越高，極薄氧化 5 層則越厚，且同時鐵耗損趨向下降。極薄氧化層小於5nm 之比較例No.29中氧化層係1層，且鐵耗損高。極薄氧化 層之整體厚度於5nm以上、2層化之本發明例之No.30〜 No.35中，鐵耗損降低。業已2層化之極薄氧化層之母相 側之第2層係完全為非晶質，且外面側之第1層係於增加 10 厚度時由非晶質變化成結晶質。

42 1230201 玖、發明說明 m 襄. 祕 嫩 m _ 滅祕 1 _( 幽 —翠 紙祕 Ws mg 铢 < .塘. Μ rH CSI 05 6ί C^ CV5 ffi S Jg 鑼色 銘 rH Ο τ^Η rH c5 i 〇 S 〇 CNJ s <D 1 1 ci J m lit 11^ 祕 it m Η •Ν % 稍@ 騣 cs^ 紙祕 1 00 c4 卜 οί c^ 卜 ^0 襄 濉祕 00 <N CNJ τί 〇 1/5 CSJ CD CD α> to 鮮 圖祕 卜 CO rH Lf3 σ> CS5 σ5 Tf s CO σ> c^ E 道丨9 蝴lg 变皿 壤 動 CSI^ 紙祕 1 oa oi tO οί r-i 一 l〇 00 τί u5 酗 搬祕 00 CO o 00 寸 CO to o cd 卜 σ> 00 rH 幽 鮮 圖祕 00 CO CNJ in ο T|< σί to o to ca 00 c5 8S 85 騷 鎰 JA .荽 韻 • 8¾ ‘ 擊 ίο

43 1230201 玖、發明說明 (實施例5) 與實施例2同樣地於大氣中鑄造於Fe^SizeBwPo/^(原子 % )加入As、Sb、Bi、S、Se、Te之組成之薄帶。鑄造時， 使薄帶之剝離位置統一且使剝離溫度約為180°C。可確認 5 出母相中含有0.8原子％之P。與實施例4同樣地測出極 薄氧化層之厚度且調查構造，又，測出鐵耗損。將結果顯 示於表5。

藉添加前述各元素，使任一者之極薄氧化層皆2層化 ，且得到低鐵耗損。

44 1230201 玫、發明說明 9術

極薄氧化層之構造 襄 CSI ^ _ 非晶質 55： Tf^ mm 混合層 結晶質 層數 οα (N <N οα Wj3/50 (WXkg) 0.107 0.098 0.089 0· 087 0.093 0.097 極薄氧化層之厚度（nm) 接觸冷卻基板之面 (輥面） 幽 CSJ翠 鹕祕 r-4 CO to CO 00 CO σ> 00 卜 CO σ> CO 搬祕 CO CO rH 却· CS3 rH ΙΟ CO ，· 極薄 氧化層 却 (Ο <D 〇 00 ο σ5 τ-Ι 00 csi od 無接觸冷卻基板之面 (自由面） 幽 踉祕 ο CO CO to CO rH — 00 CO CS5 幽 踉祕 卜 CO — to ο iri 呀 oa 極薄 氧化層 卜 CD 00 n: fH 00 rH σ5 CS3 00 00 添加 元素量 (質量 As :0.03 Sb:0.03 Bi:0.03 S:0.03 Se:0.03 Te :0.03 類別 鎞 σ> CO ^堤：_<π« 45 1230201 玖、發明說明 (實施例6) 針對實施例3之組成，利用多槽喷嘴於大氣中鑄造各 種厚度之薄帶。冷卻輥外徑係600mm。於鑄造時，利用變 化薄帶之剝離位置改變剝離溫度來使極薄氧化層之厚度改 5 變。並與實施例1相同地測出極薄氧化層之厚度。又，同 樣地進行退火，且同樣地測出鐵耗損。將結果顯示於表6

極薄氧化層小於5nm之比較例Νο·42及超過20nm之 比較例No.50係鐵耗損高，本實施例Νο·43~Νο·49都為鐵 10 耗損低。比較例Νο.42係於薄帶中具有多數孔，Νο.50則 係太脆而不易鑄造，然而，本發明例係皆可進行穩定之鑄 造。 表6

No. 類別 薄帶之厚度 (μιη) 極薄氧之厚度 (nm) 偏析層度 (nm) 細員 Wiy5d(W/kg) 42 时交例 7.5 4.2 - 0.146 43 發明例 12 5.1 2.3 0.118 44 // 26 7.0 4.2 0.098 45 // 38 8.5 5.4 0.105 46 // 46 9.2 3.9 0.115 47 // 50 95 3.2 0.118 48 // 75 14.8 3.8 0.119 49 // 96 19.8 4.3 0.120 50 比較例 110 21.5 4.1 0.143

(實施例7) 15 使用包含有Fe0.8Co0.2 : 80.3原子％ 、Si : 2.5原子％ 、：B:(16— Y)原子％ 、P:Y原子％ 、C:1 原子％ 、及 Μη 、S等不純物合計0.2原子％之組成之合金，並藉單輥法 46 1230201 玖、發明說明 製造薄帶。本例之合金組成係於Fe^Cox中使X為0.2者 。又，將B : (16—Y)原子％替換為P : Y原子％ ，如表7 所示，令Y為0、0.05(以上為比較例），0.5、1.2、3.1、 6·4、9·4、10.7(以上為本發明例），13.5、16(以下為比較例） 5 。首先，將由預定之組成構成之合金於石英坩堝中高頻率 溶解，並透過安裝於掛竭前端之開口形狀0.4mmx25mm之 矩形縫式喷嘴喷出熔液至Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥之 直徑為580mm，且旋轉數為800rpm。藉該鑄造可得到厚度 約27 /z m，及寬度25mm之薄帶。 10 將鑄造之薄帶切成120mm長，並以320°C、340°C、 360°C、380°C、400°C之各溫度於氮氣環境氣體中1小時， 且於磁場中退火。之後，利用SST(單板磁性測定器）評價 交流電磁性。 評價項目係測出最大施加磁場為80A/m時之最大磁通 15 密度B80，及於最大磁通密度1.3T中之鐵耗損。此外，測 量頻率係50Hz，將結果顯示於表7及表8。 由表8可知道本發明例之？^〇.3〜8、於320°(：〜400°(：之 退火溫度範圍中，皆得到B80g 1.37T之高磁通密度，且具 有b8〇之標準偏差小於0.1並且不均一性小又優良之軟磁性 20 。且，係具有可確保如此之軟磁性之溫度最大值TA max為 400°C以上，且該溫度之最小值TA min為320°C以下，即 △ TA = TA max — TA min至少為80〇C之優異之退火溫度特性 〇 此外，比較例之Νο·2於退火溫度420°C(追加實驗）中 47 1230201 玖、發明說明

Bs〇< 1.37，且並未滿足at — 80°C。 又’可知道1原子％ 原子!之ν〇·4〜8之本發 明例係得到Bso之標準偏差為〇 〇7以下，更進一步防止磁 通密度之不均一性之薄帶。 5 且，5原子％ $Ρ$14原子％之Νο·5〜8之本發明例係 付到Bso之標準偏差為〇·〇5以下，更進一步防止磁通密度 之不均一性之薄帶。

由表9可知道本發明之組成範圍之No.3〜8於320~380 °C之退火溫度中，係顯示出〇.12W/kg以下之低鐵耗損。且 10 ，係具有可確保如此之低鐵耗損之溫度最大值 TB max 為 380°C以上，且該溫度之最小值TB min為320°C以下，即△ TB = TB max — TB min至少為60〇C之優異之退火溫度特性。

比較例Νο·9中，有關於鐵耗損係具有與前述同樣之優 異之特性，然而，如表8所示，磁通密度Β8〇並未達到本 15 發明水準。比較例Νο.10中，係無法以400°C之退火溫度 消磁至1.3T之磁通密度。 表7

No. 類別 P替換量（Y) B 量（16-Y) 1 比較例 0 16 2 0.05 15.95 3 發明例 0.5 15.5 4 // 1.2 14.8 5 3.1 12.9 6 6.4 9.6 7 // 9.4 6.6 8 // 10.7 5.3 9 比較例 13.5 2.5 10 // 16 0 48 1230201 玖、發明說明 表8 B8G之測量結果（單位：T) No. 類別 退火溫度 標準偏差 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 1 交例 1.34 1.48 1.58 1.57 135 0.103 2 // 1.21 1.44 1.57 156 1.53 0.134 3 發明例 1.37 1.45 1.56 151 1.51 0.074 4 1.39 1.48 1.55 154 1.49 0.057 5 1.43 1.51 1.56 153 1.52 0.(M3 6 1.42 1.48 1.50 1.49 1.50 0.030 7 1.40 1.45 1.46 1.45 1.44 0.021 8 // 1.37 1.45 1.46 1.45 1.42 0.033 9 时交例 1.33 1.36 1.38 1.36 1.29 0.031 10 1.29 1.32 1.33 1.24 0.12 0.471

表9 鐵耗損之測量結果（單位：W/kg) No. 類別 退火溫度 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 1 比較例 0.142 0.133 0.131 0.161 0.301 2 // 0.149 0.121 0.080 0.087 0.195 3 發明例 0.119 0.109 0.079 0.105 0.185 4 // 0.117 0.095 0.072 0.108 0.180 5 // 0.111 0.086 0.067 0.069 0.145 6 // 0.104 0.078 0.066 0.064 0.087 7 // 0.095 0.073 0.065 0.064 0.069 8 // 0.105 0.088 0.080 0.079 0.082 9 比較例 0.106 0.099 0.088 0.086 0.125 10 ” 0.112 0.098 0.082 0.221 無法測量 (實施例8)

49 1230201 玖、發明說明 使用含有Fe0.8Co0.2:80.3原子％ 、Si:Z原子％ 、B :(15.2-Z)原子％ 、Ρ:3·3 原子％、c:l 原子％ 、及 Μη 、s等不純物合計〇·2原子％之組成之合金，並以實施例7 所示之方法鑄造薄帶。本例之合金組成中，係以Si : ζ原 5子％替換Β· 15.2原子％ ，且如表1〇所示，令ζ為ι·8(比 較例）2·3、3.0、3.5、3·9(以上為本發明例）、4 4、5 6(以下 為比較例）。 薄帶之磁性亦以與實施例7同樣之方法作評價。將結 果顯示於表11及表12。 1〇 由表11可知道本發明例之Νο.12〜15於320°〇400ΐ： 之退火溫度範圍中，皆得到Bso- 1.37Τ之高磁通密度，且 具有Bsq之標準偏差小於〇· 1且不均一性小又優異之軟磁性 。且’係具有可確保如此之優異軟磁性之溫度最大值 TAmax為400°C以上，且該溫度之最小值Ta min為32(rc 15以下，即ΛΤα: max — TA min至少為80°C之優異之退火 溫度特性。 比較例Νο·11及No.17之溫度偏差係大於，N〇11 、Νο·16及Νο·17於退火溫度420。〇 (追加實驗）中Bg〇< 1.37T，且並未滿足△ΤΆδΟ。。之條件。 20 由表12可知道本發明之組成範圍之Νο·12〜15、於 320~380°C之退火溫度中係顯示出〇.l2W/kg以下之低鐵耗 損。且，具有可確保如此之低鐵耗損之溫度之最大值 ΤβΙϊ^χ為380 C以上’且该溫度之最小值Tb min為320°C 以下，即ΔΤβ^Τβ max—TB min至少為60°C之優異之退火 1230201 玖、發明說明 溫度特性。 比較例No.ll中，鐵耗損係具有與前述同樣之優異之 特性，然而，如表11所示，磁通密度Bso並未達到本發明 之水準。 5 由該實施例可知道Si-4原子％時，本發明之p添加 效果無法顯現。

表10

No. 類別 Si 量(Z) B 量（15.2 — Z) 11 比較例 1.8 13.4 12 發明例 2.3 12.9 13 // 3.0 12.2 14 3.5 11.7 15 3.9 11.3 16 比較例 4.4 10.8 17 5.6 9.6 表11 B80之測量結果（單位：T)

No. 類別 退火溫β t 標準偏差 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 11 比較例 1.23 1.44 1.50 1.49 1.48 o.ioF^^ 12 發明例 1.44 1.53 1.51 1.51 1.52 0.03T^^ 13 ” 1.43 1.54 1.53 1.52 1.53 0.040^^ 14 // 1.42 1.52 1.52 1.53 1.50 0·04^^ 15 1.40 1.51 1.52 1.52 1.50 0.046^^ 16 比較例 1.30 1.44 1.47 1.50 1.48 〇T〇72^^ 17 ” 1.22 1.49 1.50 1.52 1.47 Ο.ΙΐΓ^^ 表12 鐵耗損之測量結果（單位：W/kg)

No. 類別 退火溫度 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 11 比較例 0.113 0.107 0.101 0.109 0.140 12 發明例 0.110 0.087 0.069 0.070 0.139 13 // 0.105 0.089 0.078 0.079 0.138 14 // 0.112 0.090 0.082 0.085 0.139 15 // 0.110 0.089 0.082 0.089 0.130 16 比較例 0.126 0.093 0.088 0.092 0.179 51 1230201 玖、發明說明 Λ Γη 7f I 1 1 17 " 0.135 0.096 0.074 0.089 0.188 (實施例9) 使用如表13變化之FeojCoo.i、B、C之組成、且包含 有Si: 2.5原子％ 、P: 3.3原子％ 、及Mn、S等不純物合 計0.2原子％之組成之合金，並以實施例7所示之方法鑄 5 造薄帶。

薄帶之磁性亦以與實施例7同樣之方法作評價。使退 火溫度於280~400°C之範圍。將結果顯示於表14及表15。 於表14中，標準偏差係針對粗線中之B80之值。 由表14可知道本發明例之No.19、No.20於280~360 10 °(：之退火溫度中，No.21於300~380°C之退火溫度中，及由

No.22至No.24於320°C〜400°C之退火溫度中，皆可得到 B802 1.37T之高磁通密度，且具有B80之標準偏差小於0.1 並且不均一性小又優異之軟磁性。

且，係具有ATa^Ta max—TAmin至少為80°C之退火 15 溫度特性。 ?^〇.21及1^〇.22係8〇原子％<?0〇.9(：〇〇.1$82原子％， TAminS280°C，且ΛΤα成為更大溫度範圍。 比較例Νο.25於退火溫度420°C (追加實驗）中Β80< 1.37Τ，且未滿足ΛΤΑ2 80°C。又，比較例Νο·18中， 20 Fe0.9Co0.1超過86原子％ ，沒有得到非晶質狀態，且B80 < 1。 由表15可知道，本發明例之No.19〜24、比較例No.25 及Νο·26中，顯示出於△TB = TBmax—TBmin260°C之大溫 52 1230201 玖、發明說明 差退火溫度範圍中鐵耗損為〇.12W/kg以下之低鐵耗損，係 習知技術中所沒有的。然而，No.25及Νο·26並無滿足八 TAg80°C，因此係作為比較例。 5 表13

No. 類別 Fe0.9Co0.1(at% ) B(at°/〇 ) C(at% ) 18 比較例 87.0 6.8 0.2 19 發明例 84.9 8.8 0.3 20 83.6 10.0 0.4 21 81.3 12.0 0.7 22 ff 80.1 12.8 1.1 23 // 79.7 12.9 1.4 24 // 78.4 13.6 2.0 25 比較例 11Λ 15.2 1.7 26 // 76.0 17.5 0.5 表14 B80之測量結果（單位：T) Να 麵 標準偏差 280〇C 300〇C 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 18 t漱例 0.77 0.89 0.98 0.99 0.98 021 0.13 om 19 綱例 137 1.41 1.49 153 153 028 0.16 0.065 20 // 1.41 1.40 1.48 151 150 035 0.15 0.016 21 // 139 1.42 1.45 151 151 1.49 139 0.036 22 // 139 1.41 1.44 15) 152 154 152 0.034 23 // 135 139 1.44 15) 152 1.49 1.47 O.Q27 24 // 130 137 139 1.40 1.44 1.47 1.44 O.Q29 25 交例 1.13 1.18 134 135 139 1.40 1.40 0.026 26 // 1.09 1.15 130 129 130 132 128 0.013 53 1230201 玖、發明說明 表15 鐵耗損之測量結果（單位：W/kg) 麵 No. 280〇C 300〇C 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 18 t嫩列 0.448 0.475 0513 0.770 1311 5.125 7.143 19 綱例 0.120 0.117 0.111 0.117 0352 4.156 6285 20 // 0.117 0.109 0.088 0.079 0238 3.125 5.198 21 o.m 0.113 o.iat 0.079 0.112 0.118 0201 22 0.129 0.116 0.107 0.086 0.0Θ9 0.071 0.144 23 // 0.137 0.115 0.098 om 0.0Θ9 0.072 0.138 24 // 0.133 0.117 0.101 0.062 0.074 0.072 0.129 25 比較例 0.139 0.113 0.097 0.088 0.076 om 0.124 26 // 0.136 0.112 0.114 0.088 0.101 0.103 0.129 (實施例10) 使用包含FenCo^SO.l原子％ 、Si:2.5原子％ 、B :12.4 原子％ 、P : 3.8 原子％ 、C : 1 原子％ 、及 Μη、S 5 等不純物合計0.2原子％之組成之合金，且令Χ=0·02(比 較例）、0.1、0.18、0.26、0.38(以上為本發明例）、0.47(比 較例）。利用該等合金以實施例7所示之方法鑄造薄帶，並 以退火溫度320°C與實施例1同樣地退火，且以實施例7 同樣之方法作評價。 10 將結果表示於表16。由表16可判定出本發明例之 Νο·28〜Νο·31具有Β80-1·37Τ且鐵耗損$0.12W/kg之優異 性。FenCox於本發明範圍之外之比較例Νο·27及Νο·32 54 1230201 玖、發明說明 中，B80< 1.37T 〇 表16

No. 類別 X B80(T) 鐵耗損 (W/kg) 27 比較例 0.02 1.36 0.109 28 發明例 0.1 1.43 0.107 29 0.18 1.51 0.108 30 0.26 1.53 0.100 31 0.38 1.55 0.111 32 比較例 0.47 1.35 0.112 (實施例11) · 使用表7之本發明例之Νο·6之合金，及表10之比較 5 例No. 17之合金，鑄造寬50mm之非晶質薄帶。鑄造方法 係與實施例7相同，然而，將喷嘴開口形狀改為 0.4mmx50mm之矩开;之縫式喷嘴。得到之薄帶之厚度係26 /zm。將該等薄帶繞捲成繞捲厚度約50mm之環形鐵心。 針對業已繞捲之鐵心，由室溫以各種昇溫速度加熱至 10 400°C，且以其溫度恆定2小時後即施行使爐冷卻之退火處

理。處理中，朝鐵心之周方向施加磁場，且溫度控制係以 環境氣體溫度進行，而實際之樣品之溫度則係以接觸鐵心 各部位之熱電偶測量。 結果顯示出昇溫速度越快，爐之環境氣體溫度與鐵心 15 之溫度差越大，且，鐵心各部位之溫度差亦越大。然而， 鐵心之溫度係於爐之環境氣體溫度以下。 於退火後之鐵心繞捲1次電線與2次電線，並測量 B80。其結果為可確認出使用本發明例之Νο·6之合金者， 即使鐵心各部位之溫差增大至80~100°C時，仍顯示出Β80 55 1230201 玖、發明說明 =1 ·45Τ之高值。然而，使用比較例No. 17之合金者，鐵 心各部位之溫差增大至80~100°C時，B8〇= 1.33T，係降低 了。 (實施例12) 5 使用含有 Fe0.93Ni0.07 : 80.5 原子％ 、Si : 2.4 原子％ 、

N:(15.9 —Y)原子％ 、P:Y 原子％ 、C:1 原子％ 、及 Μη 、S等不純物合計0.2原子％之組成之合金，並藉單輥法 鑄造薄帶。本例之合金組成係於Fei-xNix中令Χ=0·07者 。又，以Β : 15.9原子％替換P : Υ原子％ ，且如表17所 10 示，令 Y=0、0.05(以上為比較例）、0.6、1·3、3·3、6.3、 9.3、10.5(以上為本發明例）、13.2、15.9(以下為比較例）。

首先，使由預定之組成構成之合金於石英坩堝中高頻 率溶解，並透過安裝於掛渦前端之開口形狀0.4mmx25mm 之矩形縫式喷嘴喷出熔液至Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥 15 之直徑為580mm，且旋轉數為800rpm。藉該鑄造可得到厚 度約26 # m，及寬度25mm之薄帶。 將鑄成之薄帶切成120mm長，並以320°C、340°C、 360°C、380°C、400°C之各溫度於氮氣環境氣體中1小時， 並於磁場中退火。之後，利用SST(單板磁性測定器）評價 20 交流電磁性。 評價項目係測出最大施加磁場為80A/m時之最大磁通 密度B80，及於最大磁通密度1.3T中之鐵耗損。此外，測 量頻率係50Hz，將結果顯示於表17及表18。 由表17可知道本發明例之Νο·3~8、於320°C〜400°C之 56 1230201 玖、發明說明 退火溫度範圍中，皆得到B802 1.37T之高磁通密度，且具 有B80之標準偏差小於0.1並且不均一性小又優良之軟磁性 。且，係具有可確保如此之軟磁性之溫度最大值TA max為 400°C以上，且該溫度之最小值TA min為320°C以下，即 5 ΛΤα^Τα max-TA min至少為80〇C之優異之退火溫度特性 〇 此外，比較例之Νο·2於退火溫度420°C(追加實驗）中 B80< 1.35T，且並未滿足△TA^StTC。 又，可知道1原子％ SPS12原子％之Νο·4〜8之本發 10 明例係得到Β8〇之標準偏差為0.07以下，更進一步防止磁 通密度之不均一性之薄帶。 且，5原子％ 14原子％之Νο·5~8之本發明例係 得到Β8〇之標準偏差為0.05以下，更進一步防止磁通密度 之不均一性之薄帶。 15 由表 18可知道本發明之組成範圍之Νο·3~8於 320~380°C之退火溫度中，係顯示出〇.12W/kg以下之低鐵 耗損。且，係具有可確保如此之低鐵耗損之溫度最大值TB max為380°C以上，且該溫度之最小值TB min為320°C以 下，即ΛΤβ = TB max— TB min至少為60°C之優異之退火溫 20 度特性。 比較例No.9中，有關於鐵耗損係具有與前述同樣之優 異之特性，然而，如表17所示，磁通密度B8〇並未達到本 發明水準。比較例No.10中，係無法以400°C之退火溫度 消磁至1.3T之磁通密度。 57 1230201 玖、發明說明 表17 B8G之測量結果（單位：T)

No. P替換 B量 標準 量Y 15.9-Y 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 偏差 1 交例 0 15.9 1.32 1.47 1.55 1.56 1.33 o.m 2 // 0.05 15.85 1.17 1.42 154 1.54 1.53 0.142 3 發明例 0.6 15.3 1.35 1.43 1.53 1.54 1.50 0.071 4 // 1.3 14.6 1.36 1.46 1.53 1.53 1.48 0.062 5 3.3 12.6 1.40 1.49 1.51 1.52 1·50 o.m 6 6.3 9.6 1.40 1.46 1.48 1.48 1.48 0.031 7 9.3 6.6 1.38 1.42 1.43 1.44 1.42 0.Q20 8 105 5.4 1.35 1.41 1.42 1.43 1.41 0.Q28 9 13.2 2.7 1.31 1.35 1.36 1.34 1.27 0.033 10 15.9 0 1.30 1.31 1.32 1.21 0.11 0.472 表18 鐵損耗之測量結果（單位：W/kg)

No. P替換量 Β量 Y 15.9-Y 320〇C 340〇C 360〇C 380〇C 400°C 1 匕嫩例 0 15.9 0.146 0.134 0.133 0.163 0.273 2 // 0.05 15.85 0.142 0.117 0.079 0.089 0.195 3 發明例 0.6 15.3 0.119 0.106 0.077 0.109 0.190 4 1.3 14.6 0.118 0.092 0.072 0.105 0.189 5 // 3.3 12.6 0.111 0.084 0.067 0.089 0.145 6 // 63 9.6 0.105 0.075 0.064 0.062 0.083 7 9.3 6.6 0.095 0.070 0.063 0.063 0.069 8 105 5.4 o.m 0.083 0.078 0.077 0.082 9 例 132 2.7 0.106 0.089 0.084 0.082 0.122 10 // 15.9 0 0.109 0.097 0.081 0.205 無法測出 (實施例13)

5 使用含有Feo.gNio」：80.4原子％ 、Si : 2.6原子％ 、B

:(16-Y)原子％ 、P:Y 原子％ 、C:0.8 原子％ 、及 Mn、S 等不純物合計0.2原子％之組成之合金，並藉實施例12所 示之方法鑄造薄帶。本例之合金組成係如表19所示，令Υ 為 0、0.05(以上為比較例），0.5、1·3、3.5、5.8、8.2、9.6 58 1230201 玖、發明說明 、11·7(以上為本發明例）、13·8(比較例）。 切斷鑄成之薄帶，並以360°C，於氮氣環境氣體中i 小時’且磁場中退火。之後，藉彎曲180。之試驗測量£ f ’且使用SST(單板磁性測定器）測出鐵耗損。將結果顯示 5 於表19。 本發明例之No.13〜Νο·19中皆為ε f-〇.〇i5，皆顯現出 付到顯著之脆性改善效果，且連鐵耗損皆於〇·丨2w/kg以下 之優異性。比較例No.ll中，ε$0·015，然而鐵耗損惡化 ，比較例Νο·20中，εί<〇·〇ΐ5且無法得到脆性改善效果 10 〇 表19

No. 類別 P替換量 Y £ f 鐵耗損 (W/kg) 11 比較例 0 0.021 0.133 12 0.05 0.020 0.124 13 發明例 0.5 0.019 0.088 14 // 1.3 0.019 0.082 15 3.5 0.018 0.083 16 // 5.8 0.016 0.080 17 8.2 0.017 0.086 18 9.6 0.016 Γ 0.092 19 11.7 0.015 0.092 20 比較例| 13.8 0.009 0.123 (實施例14) 使用含有Fe^NixlO^原子％ 、Si:2.6原子％ 、Β ·· 12.4 原子％ 、Ρ : 3.4 原子％ 、C : i 原子％、及 Mn、s 15專不純物合计原子％之組成之合金，如表2〇所示，人 Χ=0(比較例）’ 〇·〇5、〇·〇8、0.14、〇·18(以上為本發明例） 、0.24(比較例乂。利用該等合金並以實施例12所示之方法 59 1230201 玖、發明說明 鑄造薄帶，且以退火溫度360°C與實施例12同樣地退火， 再與實施例13同樣地測出g f及鐵耗損。將結果顯示於表 20 〇 由表20可知道本發明例之ν〇·22~Νο·25具有ef-5 0·015且鐵耗損$〇.12W/kg之優異性。Χ<0·05之比較例 Νο·21係£ f< 〇·〇15，而X〉0.2之比較例26於本發明例中 沒有優異之改善效果。 表20

No. 類別 Ni替換量 X 8 f 鐵耗損（W/kg) 21 比較例 0 0.010 0.070 22 發明例 0.05 0.016 0.072 23 0.08 0.017 0.068 24 0.14 0.019 卜 0.080 25 0.18 0.021 0.082 26 比較例 0.24 0.020 0.088 (實施例15) 10 15

使用含有 Fe0.85Ni0.15:80.6 原子％、Si:Z 原子％、

Β:(15·1 —Z)原子！、Ρ:3·3 原子％ 、c:〇8 原子％ 、及 Mn、S #不純物合言十〇·2原子％之組成之合金，並以實施 例12所示之方法鑄造薄帶。本例之合金組成中，係以β: 15·1原子％替換Si:Z原子％，且如表21所示，令2為 (車乂例）2.3、2.8、3·5(以上為本發明例），4·3(比較例） 利用違等合金以實施例12所示之方法鑄造薄帶。並以 退火溫度與實施丫列12同樣地退火，且與實施例13 同樣地測出ε f及鐵耗損。 60 1230201 玖、發明說明 將結果顯示於表21。本發明例之No.28〜No.30係具有 ef2 0.015且鐵耗損g0.12W/kg之優異性。比較例No.27 及 Νο·31 係 ε f<0.015。 表21

No. 類別 Si量 Z B量 15.1-Z £ f 鐵耗損 (W/kg) 27 比較例 1.8 13.3 0.012 0.110 28 發明例 2.3 12.8 0.016 0.105 29 // 2.8 12.3 0.017 0.095 30 // 3.5 11.6 0.016 0.098 31 比較例 4.3 10.8 0.014 0.106 5 (實施例16) 使用改變FeojNio」、B、C之組成，而含有Si : 2.4原 子％ 、P: 3.3原子％ 、及Mn、S等不純物合計0.2原子％ 之組成之合金，並以實施例12所示之方法鑄造薄帶。 以退火溫度340°C與實施例12同樣地退火，並與實施 10 例13同樣地測出ε f及鐵耗損。 將結果顯示於表22。本發明例No.33〜No.36係具有ε f S0.015且鐵耗損g0.12W/kg之優異性。比較例Νο·32及 Νο·37係ε f<0.015，且Νο.32連鐵耗損亦惡化。 表22

No. 類別 Fe0.9Ni0.1 B C ε f 鐵耗損（W/kg) 32 比較例 87 6.9 0.2 0.004 0.778 33 發明例 83 10.7 0.4 0.016 0.117 34 // 81.7 11.6 0.8 0.017 0.092 35 // 80.4 12.2 1.5 0.016 0.089 36 // 79.4 12.7 2.0 0.018 0.085 37 比較例 77.6 16 0.5 0.014 0.098 15 (實施例17) 61 1230201 玖、發明說明 藉單輥法禱造改變Fe8G.2Si2.7Bi6-xPxCq.9之組成（B + P =16原子％ )中之X，而含有Mn、S等不純物0.2原子％ 之Fe基非晶質合金薄帶。單輥法係透過安裝於坩堝前端之 開口形狀〇.4mmx75mm之矩形縫式喷嘴喷出合金熔液至 5 Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥之直徑為580mm，且旋轉數 為800rpm。藉該鑄造可得到厚度約25 // m，且寬度75mm 之薄帶。

將薄帶切成120mm之長度，且於寬方向上3分割成 25mm長，且將這些以320°C於氮氣環境氣體中2小時，且 10 於磁場中退火。之後，使用SST(單板磁性測定器）測出 50Hz、最大磁通密度1.3T中之鐵耗損，且求出最大值 Wmax及最小值Wmin，而算出（Wmax—Wmin)。將結果顯 示於表23。

P添加量少之比較例Νο·1及Νο·2中，Wmax高，且 15 (Wmax —Wmin)/Wmin超過0.4，無法得到高性能變壓器。 P添加量過大之比較例No.9中，B量小於2原子％ ，非晶 質變的不穩定而有鐵耗損惡化之部位。 本發明例之Νο·3〜Νο·8中，Wmax為0.12W/kg以下， 且（Wmax — Wmin)/Wmin為0.4以下，皆可得到高性能變壓 20 器。 62 1230201 玖、發明說明 表23

No. mi P量X (原子％) B 量 16—X (原刊） Wmax (W/kg) Wmin (W/kg) Wmax—Wmin Wmin 1 交例 0 16 0.185 0.123 0.5(M 2 0.18 15.82 0.146 0.103 0.417 3 發明例 1.1 14.9 0.120 0.090 0333 4 1.4 14.6 0.108 0.084 0.286 5 3.2 12.8 0.101 0.081 0.247 6 6.4 9.5 0.098 0.082 0.195 7 9.7 6.3 0.092 0.078 0.179 8 ” 10.9 5.1 0.102 0.086 0.186 9 时交例 14.7 1.3 0.161 0.113 0.425 (實施例18) 藉單輥法鑄造分別改變Fe、Si、B、P、C量，而含有 Mn、S等不純物0.2原子％之Fe基非晶質合金薄帶。單輥 5 法係透過安裝於3#瑪前端之開口形狀0.4mmx 125mm之矩 形縫式喷嘴喷出合金熔液至Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥 之直徑為580mm，且旋轉數為800rpm。藉該鑄造可得到厚 度約25 // m，且寬度125mm之薄帶。 將薄帶切成120mm之長度，且於寬方向上5分割成 10 25mm長，且將這些以320°C於氮氣環境氣體中2小時，且 於磁場中退火。之後，使用SST(單板磁性測定器）測出 50Hz、最大磁通密度1.3T中之鐵耗損，且求出最大值 Wmax及最小值Wmin，而算出（Wmax — Wmin)。將結果顯 示於表24。 15 Fe、Si、B、P、C及B + P為本發明範圍之組成之發 明例^^〇.12〜^[〇.22係可得到（\¥11^又一\¥11^11)/\¥11^11為0.4以 下，且於薄帶之寬方向上具有優異之均一鐵耗損特性之薄 63 1230201 玖、發明說明 帶。相對於此，B + P小於12原子％之比較例ΝΟ·23及 No.24中，（Wmax—Wmin)/Wmin超過0.4且鐵耗損分布惡 化。B + P超過20原子％之比較例No.10及No.ll中，增 加B + P時不僅無法進一步改善鐵耗損分布，且磁通密度 5 降低。 11 1 8 C5 i S8 r-l 00 t-H 1 3 ώ 00 〇 8 C5 1 c> CD 1 1 It it I 00 i CN i cn 1 I (N 1 S C5 i-H 〇 m i I (N I uo s C5 § 〇 謹 11 8 H cn i-H 〇 00 § S t-H i I VO ▼-H 8 r-H s r—H jo t-H r-H PQ ^ A 〇5 CN 2 m 2 | s r-H v〇 m i〇 s g 卜 (N 沄 r-H 2 ° 1 cn cn s rn Q S g g ro CO 00 S § *n CO Q r-H 00 in l〇 00 I § 口 〇) A oo 00 o PQ憋 T—H § cn cn § § 3 〇 Pi r-H 〇 oo so r—H Os —军 •Λ憋 H (N (N <N (N H On (N VO (N oo (N 00 cn m cn 9 cn 64 1230201 玖 、發明說明 τ-Η 〇〇 〇〇 00 1 1 00 00 ss CO ηνΤΝ 1 ί Ο H (N cn JO v〇 oo as (實施例19) 藉單輥法鎮造改變Feso.4Si2.4B15.8- xPxCi.2之組成（B + P = 15.8原子％ )中之X而含有Mn、S等不純物0.2原子％ 之Fe基非晶質合金薄帶。單輥法係透過安裝於坩堝前端之 5 開口形狀0.4mmx25mm之矩形縫式喷嘴喷出合金之溶液至 Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥之直徑為580mm，且旋轉數 為800rpm。藉該鑄造可得到厚度約25 // m，及寬度25mm 之薄帶。 觀察薄帶全長之氣泡，並求出長度500/zm以上或寬 10 度50/z m以上之粗大氣泡密度之平均值。又，將薄帶切成 120mm之長度，並以320°C，於氮氣環境氣體中1小時， 且於磁場中退火。之後，使用SST(單板磁性測定器）測量 最大磁通密度1.3T中之鐵耗損。將結果顯示於表25。 P添加量少之比較例No. 1及Νο·2中粗大氣泡之密度 15 高，又，鐵耗損超過0.12W/kg，無法得到優異之磁性。Ρ 添加量過大之比較例Νο·9中，粗大氣泡之密度低，然而， 因為Β量小於2原子％ ，所以非晶質變的不穩定，且鐵耗 損高而無法得到優異磁性。 65 1230201 玖、發明說明 本發明例之Νο·3〜Νο·8中，可得到粗大氣泡之密度低 ，且鐵耗損0· 12W/kg以下之優異磁性。本發明例中，粗大 氣泡數10個/cm2以下之領域之面積率係皆為8〇%以上。 相對於此，於比較例中該面積率係小於。 表25

No. 類別 Pi:X (原子％) Bl：15.8-X (原子％) 粗大氣泡數 (個/cm2) 鐵耗損 (W/kg) 1 比較例 0 15.8 14 0.151 2 // 0.17 15.63 12 0.132 3 發明例 1.2 14.6 8 0.12 4 ft 1.8 14 6 0.118 5 η 3.5 12.3 2 0. Ill 6 n 6.8 9.0 1 0.102 7 η 9.5 6·3 2 0.098 8 η 11.2 4.6 3 〇. ιοί 9 比較例 14.8 1.0 2 0.128

(實施例20) 藉單親法鑄造於FesojSUmxPxCo 7之組成（b + P = 15.8原子％ )中改變X而含有Mn、s等不純物〇·2原子％ 之Fe基非晶質合金薄帶。單輥法係透過安裝於坩堝前端之 10開口形狀0.6mmxl40mm之矩形縫式噴嘴喷出合金之熔液 至Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥之直徑為58〇mm，且旋轉 數為_rpm。藉該铸造得到之薄帶之預定厚度係25_， 且預定寬度為25mm。 測出薄帶全長之寬方向上之帶厚偏差仏。又，將薄帶 15切成12〇咖長，以320°C，於氮氣環境氣體中2小時，且 於磁場中退火。之後msT(單板磁性測定器），測出 66 1230201 玖、發明說明 50Hz且最大磁通密度1.3T中之鐵耗損。將結果顯示於表 26。帶厚係針對寬20mm，且鑄造方向長度100mm之切下 材料測出其重量，而藉密度換算求出。佔積率係繞捲於外 徑10mm之筒管至外觀厚度成50mm，由繞捲後之薄帶之 5 重量與外觀體積求出。 P添加量少之比較例No.10及No.ll中，超過5// m，且，佔積率低，又，鐵耗損超過0.12W/kg，無法得到 優異之磁性。P添加量過大之比較例No.18中，帶厚偏差 △ t減少，然而，因為B量小於2原子％ ，所以非晶質變 10 的不穩定，且鐵耗損惡化。 本發明之Νο·12~Νο·17中，可得到佔積率80%以上， 且可得到鐵耗損〇.12W/kg以下之優異之磁性。 1230201 玖、發明說明 鐵耗損 (W/kg) 0.138 0.125 0-119 0.101 0.095 0.092 0.096 0.097 0.131 佔積率 (%) CO to S rH 00 00 <N 00 ss Δ t = t max— t min (μπι) 卜· CO l〇 LO 00 卜 ΙΛ csi co CO o CO csa CO t nin (μιη) CO 22.3 24.6 24.3 24.6 24.5 24· 6 23.6 t nax (μιη) 29.2 28.5 S5 28.1 27.0 27.1 28.1 27.6 26.8 Bl： 15· 9-X (原子％) 15.9 15.72 14 7 14.4 12.6 〇> rH rH l〇 eg t-5 Pit X (原子％) ο 0.18 rH to • CO CO CO 00 OP) 10· 8 14· 7 類別 ____ 比較例 發明例 比較例 • ο rH CO 3 ΙΛ CO Ϊ5 S2

(實施例21) 與實施例20同樣地鑄造分別改變Fe、Si、B、P、C， 而含有Μη、S等不純物超過0.2原子％之Fe基非晶質合 5 金薄帶。薄帶之帶厚係25/zm，帶寬為140mm。並與實施 68 1230201 玖、發明說明 例19同樣地觀察薄帶全長之氣泡，而求出長度500/zm以 上或寬度50/zm以上之粗大氣泡密度之平均值。又，與實 施例20同樣地測出薄帶全長於寬方向上之帶厚偏差At， 並進行退火，且測出鐵耗損。將結果表示於表27。 5 Fe、Si、B、P、C及B + P為本發明範圍之組成之發 明例之No.21~No.31中，粗大氣泡密度為10個/cm2以下之 領域之面積皆為80%以上。又，帶厚偏差At減少，可得 到鐵耗損特性優異之薄帶。

相對於此，B + P小於12原子％之比較例之No.32及 10 No.33中，粗大氣泡密度超過10個/cm2，鐵耗損惡化。B + P超過20原子％之比較例之No. 19及Νο·20中，粗大氣 泡密度於10個/cm2以下之領域之面積為80%以上，然而 ，有部份領域之密度係超過10個/cm2。 該等比較例No.19及No.20中，增加B + P時不僅無 15 法更進一步改善，且磁通密度降低。 1230201 玖、發明說明 §

® ^ 鈮 \ m g rH c5 § rH d 卜 § o 卜 s c> o ㈡ d 8 rH ο § ο i c5 i o r-^ o s rH c5 s r-4 ci tw o o r-4 Ο r-l d 曰 < 这 >w^ i〇 τί — CSJ 00 cr5 卜 csi σ> c4 CO 00 CO lO C>3 CM 一 LO 00 00 t> 録 Λ 贓 ^ ® δ 00 00 CO rt* CO 04 CM CO CO Tf* m 3 CO i绔 1-H §3 <N C4 2 co σ| rH 2 ο (Ο σ> ιό 00 ① ΙΛ 00 irf rH eg 〇> c4 r>H CO 00 σ> rH 〇 _ f ° m CO CD Ο 00 o CM CD CO o σ> ο ο σ> o σ> ο 00 o o r-5 r-3 r-5 f Ϊ έ rH 00 rH CO rH CO rH σ5 rH rH rH CO 00 in ΙΛ 00 却 ο .〇 c4 rH CO o <D σ> 00 σ> rH rH m | o rH 〇5 rH 00 C>3 〇 〇 00 σ> eg rH Ο CO 卜· CM ΙΟ 00 CO o o fH σ> cd CQ α> o CO m f r-< c^i CQ rH CsJ C4 c4 rH c^i oi Tf ci iO CQ 卜 c4 ① csj σ> CO 呀 00 iO oi rH CO CO _ ^ τ rf CO L〇 o lO oa rH 00 CO 00 卜 οα S to lO s UD iD s 卜 5S LO Si or ss 卜 CSJ s 駿 m 鑑 ¢: m 85: «: tSi % 鎰 AJ i OJ c5 a ίο CSI CO CO CO (實施例22) 將預定組成之合金於石英坩堝中高頻率熔解，並藉單 輥法鑄造薄帶。合金組成係藉摻合電解鐵、硼鐵、金屬石夕 70 1230201 玖、發明說明 、石墨、磷鐵齊改變。單輥法係透過安裝於坩堝前端之開 口形狀〇.4mmx25mm之矩形縫式喷嘴喷出合金熔液至Cu 合金製冷卻輥上。冷卻輥之直徑為580mm，且旋轉數為 800rpm 〇 5 本例係鑄造利用使Fe、P大致固定，且Si小於分析極 限，而改變B與C之表28所示之組成之薄帶。藉該鑄造 可得到厚度約26//m，且寬度25mm之薄帶。

將鑄成之薄帶切成120mm長，並以320°C、340°C、 360°C、380°C、400°C、420°C(—部份樣品）之各種溫度， 10 於氮氣環境氣體中1小時，且於磁場中退火。之後，使用 SST(單板磁性測定器）評價交流電磁性，又，藉彎曲180°c 試驗評價脆化特性。 評價項目係測量頻率50Hz最大施加磁場為80A/m時 之最大磁通密度B8〇、該B80之標準偏差、最大磁通密度 15 1.3T中之鐵耗損、前述退火溫度溫差ΛΤα及ΛΤβ、及薄帶

破壞變形e f。將結果表示於表28。 表28中之B80及鐵耗損係個別顯示之退火溫度範圍中 之最小值~最大值，B80之標準偏差係該溫度溫差内之值。 退火溫度溫差ΛΤΑ係B8〇g 1.35T且標準偏差小於0.1之溫 20 度溫差，ΛΤβ則係鐵耗損S0.12W/kg之溫度溫差，且針對 一部份之樣品附加地求出420°C退火材料之測量結果。薄 帶破壞變形ε以系以滿足B80- 1.35T且鐵耗損S0.12W/kg 之退火溫度得到之最小值。 由No.2〜No.6之本發明例之結果可知道，藉P添加效 71 1230201 玖、發明說明 果，Fe、B、C於本發明範圍内者於△ΤΑ^δΟΧ：、ΔΤβ^ 60°C之溫差大之退火溫度範圍中可得到Β80-1·35Τ、Β80之 標準偏差小於〇·1、且鐵耗損$〇.12W/kg之優異之軟磁性 。且，可得到ε 0.01之優異之耐脆化特性。比較例之 5 No.l 中，C 低且 B80< 1.35T、△TaSZOX：、及 。No.7中係顯示出即使C超過8原子％亦無法更加提昇效 果。

72 1230201 玖、發明說明 I I s s O s o c5 c> o c5 c5 d 〇3 -H η Η SS SS 555 < P P S 1 8 P s P s o〇 s 鍾 丄1 -H A< < Η a <1 Ρ a P s P § 1 1 P i Ρ rH S3 CO S r»H 00 rH 00 rH c> c> c5 O o cJ c> K 維 m l ? ? l l ι σ> τ^Η 曰 γ^4 8 s s § δ CO ο CD O o c> c5 CD η ο S τ-Η ig i § g 8 § ci? o 00 « 掛 m C> c5 c5 ci ci o c5 P 茺 等 s§ 穿 Η 8 r-4 r-i rH r4 rH rH 〇 y l ? ? l ? 00 PQ s g 沼 茺 CO CO w>l CO r-4 r-4 rH rH r-i r-4 Ph 卜 CO 00 00 CS) CO 00 CO CO eg 00 σ> c4 ? 〇 <0.005 00 c4 CO 卜 呀· eg CO l〇 CVJ od § g § s § s § cd CO ο ο o o o c5 o o 〇 o o o o o PQ 15.8 13.0 11.7 11.3 ⑦ σ5 <N σ； iD 00 80.5 80.4 80.2 80.7 80.3 rH s 80.3 m m m 徹 恶 AJ JA 鹬 激· m 粼. m 樣品 ：i rH (N CO LO CO 卜

73 1230201 玖、發明說明 (實施例23) 將添加Si超過不可避免之含量、小於2原子％之組成 與實施例22同樣地鑄造薄帶，且同樣地評價之結果顯示於 表29。薄帶之帶厚係25//m。Νο·8~ΝΟ·11之本發明例於 5 △ΤΑ-δΟΧ：、之溫差大之退火溫度範圍中皆可 得到Β8〇 - 1.35Τ、Β8〇之標準偏差小於0.1、且鐵耗損S 0.12W/kg之優異之軟磁性，且，可得到e f^O.Ol之優異之 耐脆化特性。 1230201 玖、發明說明

0.015 0.014 0.012 0.011 退火溫度溫差（°c) δτβ 60°C以上 60°C以上 60°C以上 60°C以上 ΔΤα 80°C以上 80°C以上 80°C以上 80°C以上 鐵耗損 320~380°C 0.101 〜0· 112 0· 102 〜0· 112 0.100 〜0·111 0.108 〜0.115 b80之 標準偏差 0.033 0.037 0.035 0.045 B80(T) 320〜400°C 1·39 〜1·46 1.40 〜1.48 1.42 〜1.49 1.40 〜:L 50 組成（at%) Pu 卜 co rH 卜 CO <Ν Ο CO c6 ΙΟ CO <Ν· rH c5 ο CO PQ 12.0 10.0 ① σί 00 〇5 0) u. 80.8 81·3 81·9 82.5 類別 発明例 発明例 発明例 発明例 樣品 No. 00 σ> ο rH

75 1230201 玖、發明說明 (實施例24) 將使Fe、Si大致固定，而改變b、C、P之表30所示 之組成與實施例22同樣地鑄造薄帶，且同樣地評價之結果 表示於表30。薄帶之帶厚係26//m。 5 無添加p之比較例Νο·12中，B8〇之標準偏差於0.1以 上，而使磁通密度之不均一性增大。而含有較本發明之範 圍還多之P之No.19中，B80係小於1.35T。 本發明組成之Νο·13〜No.18中，於△Ta^SCTC、ΛΤβ ^60°C之溫差大之退火溫度範圍中可得到β80^ 1.35Τ、Β8〇 10之標準偏差小於0·1、且鐵耗損$〇.i2W/kg之優異之軟磁 性’且，可得到ε f-〇.〇1之優異之耐脆化特性。尤其，p 於1原子％以上、12原子％以下，且B超過5原子％ 、小 於14原子％之No.14〜No.18中，B80之標準偏差小於0〇4 而更進一步防止B8〇之不均一性。

76 1230201 玖、發明說明 iU 0. Oil 0.012 0.015 0.014 0.014 0.013 0.013 0.012 P -Η Η m Η 豸 SS ϋ _ < P S P s P s 〇〇 S s P S 1 μ 丄1 -Η -H 3 < Η Ηί 这 I <1 P 8 1 P g 1 P s i i 1 3 茭 rH S OD r-H S r-4 t-H 2 rH 治 rH 1 > 〇 f o c5 l c5 c> ? 〇 c5 ? « 雔 m ( CO 00 rH cJ 0.105 0.103 s· o o 0· 102 s rH ci 8 i-H c5 g rH G> *Ν § 1 A a S i 1 〇 g i i 00 QQ 赃 m o c5 c5 ci d 〇 ci c> Lj P Q • • 吞 φ 5§ • • • r4 〇 呀 ) tH rH rH ? rH ? rH ? t-H l rH 00 PQ ( 1 2 r-H rH CO r-4 rH 茺 rH CO rH rA r—< 〇4 <0.005 rH ci οα CSI CO 00 «5 卜 σΓ 10.9 13.8 求 υ LO 00 IO CQ CO CD CO 卜 CO CO CO 00 • rH 〇> 5 链 CO 00 rH 卜 • rH 00 r-ί σ> r-5 00 ,r-5 cn rH 卜 r-5 00 〇s〇 r"4 ⑦ 〇> CSJ CNJ CQ 一 rH ci o » to <N c2 80.5 80.6 80.7 80.4 80.6 80.6 80.4 80.3 溢 K S 駿 浓 浓 m 浓 樣品 CNJ CO 3 UO s 00 σ>

77 1230201 玖、發明說明 (實施例25) 將使Si、C、P大致固定，而改變Fe、B之表31所示 之組成與實施例22同樣地鑄造薄帶，且同樣地評價之結果 表示於表31。薄帶之帶厚係26/zm。 5 Fe超過86原子％之比較例No.20中，由於已無法穩 定地鑄造非晶質薄帶，因此，B8〇低且鐵耗損高。於彎曲試 驗中輕易地斷裂而無法求出ε f。Fe小於7 8原子％之比較 例 Νο·27 中，ΛΤα、80°C。 本發明組成之 Νο·21〜N0.26 於△ΤΑ^δΟΧ：、△ΤΒ-όΟ 10 °C之溫差大之退火溫度範圍中可得到Β80-1·35Τ、Β80之標 準偏差小於0.1、且鐵耗損SO. 12W/kg之優異之軟磁性， 且，可得到ε 0.01之優異之耐脆化特性。尤其，Fe超過 80原子％ 、82原子％以下之Νο·23及Νο·24中，B80之標 準偏差小於0.04而更進一步防止B8〇。又，Fe於82原子 15 %以下之No.23〜No.26中，ε f特別高而耐脆化特性更加提 1230201 玖、發明說明 無法評價 o o rH S s s § s O o 〇 o O d O d 〇〇 丄1 00 Η 1 3S <1 1 P P P o。 P P P s s s s s s s Μ si «< Η I ss <1 1 1 P s 1 P § 1 P P s 0〇 csj s rH 00 o T"H i3 rH 5S rH 00 rH i-H 8 00 o o o d d cJ o m CO > ? ? ? ? ? ? ? ? ( 宕 CO i§ g g ^4 S5 〇 8 rH g τ·Η g r-H § t—4 Wc m CO c5 o c5 〇 c5 o C> c5 0.215 00 PQ 擊 m 0.048 0.042 0.034 0.028 0.041 0· 04C 0.03S ✓-N P s 00 呀. Η 〇 穿 ) o rH ? r*H ? rH ? rH ? rH ? rH rH ? 00 CQ ( eg l〇 CO CQ 呀 CO 00 CO cJ rH rH rH rH rH rH rH CL. LO CO 卜 CO 0〇 CO 卜 00 呀 CO C£> CO LO CO l〇 CO ? υ rH C^* lO <N 00 csj l〇 CO 00 CO CO LO CO C£> CO •rH 00 呀 r-5 LO • rH ΙΛ rH to r-5 呀 rH L〇 r-ί 呀 rH L〇 r-i N /y\ rr% f 〇 fs^ | 〇 v(4 ro PQ u5 VaJ 00 σ5 • rH c^i rH CO WT w • 121 c2 87· 0 84.5 83· 2 81· 7 80.3 79.1 78.2 77 fl m m m m 盛 駿 鹬 徽 m m m m 樣品 c5

79 1230201 玖、發明說明 (實施例26) 將預定組成之合金於石英坩堝中高頻率熔解，並藉單 輥法鑄造薄帶。合金組成係依電解鐵、硼鐵、金屬矽、石 墨、磷鐵齊等之摻合而改變。單輥法係透過安裝於坩堝前 5 端之開口形狀0.4mmx25mm之矩形縫式喷嘴喷出合金溶液 至Cu合金製冷卻輥上。冷卻輥之直徑為580mm，且旋轉 數為 800rpm。

本例係鑄造使Fe、Si、C大致固定，而改變作為B及 Μ之S之表32所示之組成之薄帶。藉該鑄造可得到厚度 10 約24// m，且寬度25mm之薄帶，且皆含有Μη等不純物 0.2原子％ 。

將鑄成之薄帶切成120mm長，並以320°C、340°C、 360°C、380°C、400°C、420°C (—部份樣品）之各種溫度， 於氮氣環境氣體中1小時，且於磁場中退火。之後，使用 15 SST(單板磁性測定器）評價交流電磁性，又，藉彎曲180°C

試驗評價脆化特性。 評價項目係測量頻率50Hz且最大施加磁場為80A/m 時之最大磁通密度B8〇、該B80之標準偏差、最大磁通密度 1.3T中之鐵耗損、前述退火溫度溫差△ΤΑ&ΛΤΒ、及薄帶 20 破壞變形ε f。將結果表示於表32。 表32中之B80及鐵耗損係分別顯示之退火溫度範圍内 之最小值〜最大值，B80之標準偏差係該溫度溫差内之值。 退火溫度溫差八1\係B8G2 1.35T且標準偏差小於0.1之溫 度溫差，ΛΤβ則係鐵耗損S0.12W/kg之溫度溫差，且針對 80 1230201 玖、發明說明 一部份之樣品附加地求出42〇。(：退火材料之測量結果。薄 帶破壞變形ε f係以滿足b80- 1.35T且鐵耗損g〇j2W/kg 之退火溫度得到之最小值。 無添加S之比較例Ν〇·1中，B8g之標準偏差於〇.1以 5上’不均一性增大。而含有超過發明範圍之s之比較例 No.8 中，B80 係小於 135τ。 Νο·2〜Νο·7之於本發明組成範圍内者於、 △ TB2 60°C之溫差大之退火溫度範圍中可得到b8〇$ 1.35T 、Bso之標準偏差小於〇」、且鐵耗損$〇12W/kg之優異之 10軟磁性。且，可得到ε θ〇·〇ι之優異之耐脆化特性。尤其 ’S為1原子％以上、I〗原子％以下且β超過5原子％ 、 小於14原子％之νο·3〜Νο·7中，Β8〇之標準偏差小於0.04 ，可更加防止Β 8 〇之不均*性。

81 1230201 玖、發明說明 : 0.010 0.011 0.013 0.013 0.014 0.012 0. Oil 0. Oil P 丄1 丄1 Η ΔΤβ SS Hi si ‘P i P s P S 1 1 P 8 P s m < Η H5 1 < P s 1 1 o。 i P s P S 1 Ρ rH T-H s rH 〇 rH CO r—♦ s J2 rH rH ? Ο ? c5 ? d c5 c3 ? c5 ? 〇 c5 ? W C g s γΉ s § r*H g rH g r-< s T*H m CO c5 o CD c5 〇 o 〇 o *N _ sj S g 茺 | L〇 s § ο 00 掛 rH • o • 〇 • o o o o --： PQ 驄 〇 o o o o o O w r. • 豸 • • • • CO 警 η © ο y rH ? rH rH rH γΉ r-H rH rH 00 ffl ( § i3 t-H i-H 1.36 1.38 §8 rH 1.37 r-4 0) <0.005 L〇 〇 ΙΛ rH T-H CO 卜 CO σ> σ5 10.6 CO ? 3 Ο o r-； rH rH rH o .rH o rH CNJ r—4 o r-5 cn o •fH CO to <N CD l〇 cs5 to oi CO c4 L〇 csi 寸 csi LO oi 链 « 15· 9 15.1 13.9 12· 7 o σ5 卜 L〇 LO ui rH c>i 80.4 80· 5 80· 7 80· 5 80.5 80· 5 80.3 1 80.4 i m m m m m M 鎰 驟 AJ ΛΛ m 鄰 鎚. m 鏹 鄕 a 樣品 rH csj CO LO CD 00

82 1230201 玖、發明說明 (實施例27) 與實施例26同樣地鑄造使Fe、Si、C大致固定，而變 化B及Μ之表33所示之組成之薄帶，係皆含有Μη等不 純物0.2原子％ 。薄帶之帶厚係25/zm。將與實施例同樣 5 地評價之結果表示於表33。

使As、Bi、S、Se、Te於本發明範圍内組合而添加以 作為Μ之Νο·9~Νο·15之本發明例中，於△ΤΑ^δΟΧ：、△ TB2 60°C之溫差大之退火溫度範圍中皆可得到Β802 1.35Τ 、Β8〇之標準偏差小於0.1、且鐵耗損S0.12W/kg之優異之 10 軟磁性。且，可得到ε 0.01之優異之耐脆化特性。

83 1230201 玖、發明說明 0.011 0·012 0-010 0.013 0.012 0-011 0.012 1退火溫度溫差（C) δτβ 60°C以上 1 ' 60°C以上 60°C以上 60°C以上 60°C以上 60t：以上 60°C以上 L Δ ΤΑ 1 80t：以上 80°C以上 sene以上 80t：以上 80°C以上 80eC以上 80t：以上 11 w ) κ 〇 錐詔 m 0· 105 〜0.119 0.108 〜0.120 0.107 〜0.118 0· 112 〜0· 119 0· 1U 〜0· 120 0· 109 〜0· 119 0.101 〜0.115 b80之 標準偏差 0.045 0.042 0.047 0.044 0.039 0.032 0.035 | b80(t) i 320~400\： 1.35 〜1.45 1·36 〜1·45 1.35 〜1.46 1.36 〜1.45 1.36 〜1.44 1· 37 〜1· 44 1· 35 〜1.43 組成（at%) As=0.8 i Bi=0.9 Bi=l_2 S =1.5 S =3.2 Se=0.6 Se=0.5 Te=0.2 Te=0-3 As=l. 0 S =6·8 As=0.1 S =9.8 Te=0.1 υ ο rH ο • rH rH r-ί f o rH o T-； rH t-H o rH ·Γ"4 〇0 CO CN3 L〇 csS c4 l〇 csi L〇 oi uo CD Μ 14·0 12.9 参 rH 15.1 14.5 00 00, o CO φ Ιί* 80.5 80.7 80.7 80.5 80.5 80.5 80.3 類別 發明例 發明例 •孽 鹬 發明例 發明例 發明例 丨丨 _ 1 發明例; _ ! 樣品 No. cn o r-j CO 3 to

84 1230201 玖、發明說明 (實施例28) 與實施例26同樣地鑄造使Fe、Si、c大致固定，而變 化B及P+Μ之表34所示之組成之薄帶，係皆含有Mn等 不純物0.2原子％ 。薄帶之帶厚係25以m。將與實施例同 5 樣地評價之結果表示於表34。 P+M小於〇·2原子％之比較例N〇16中，b8〇之標準 偏差係0· 1以上，磁通密度之不均一性增大。又，p + M超 過12原子％之比較例n〇.23中，B80小於1 ·35Τ。 本發明範圍之Νο·17〜Νο·23中，於△ΤΑ^δΟΧ：、ΔΤβ 10 $ 60 C之溫差大之退火溫度範圍中可得到135丁、ίο 之標準偏差小於〇·1、且鐵耗損g〇12w/kg之優異之軟磁 性。且，可得到eg 0.01之優異之耐脆化特性。尤其，p + M於1原子％以上、12原子％以下，且b超過5原子％ 、小於14原子％之Νο·17〜Ν〇·22中，Bs〇i標準偏差係小 15 於0·〇4而可更加防止b8〇之不均一性。 1230201 玖、發明說明 «Μ g s CO o g § rH g S s ο o d c3 o 〇 o c5 P Η" -M 彐 丄1 丄1 -H m Η 3$ Hi s$ si <3 每 i P 8 1 P S P s P s o〇 s fe Η- 丄1 •H 丄1 丄1 Si << μ 3S I m <1 Ρ 穿 1 P s 1 i s P s 1 ρ rH yapaf o rH rH 2 Τ"Η CO Γ·Η s t^4 00 JS 8 ο c5 c5 c5 d o d c> ? ? i Ί l « 雔 輯 < 00 3 c5 s. rH CD § c5 s rH c5 0.102 8 1-4 c3 s rH c5 s fH o G O CQ r"H I § § § l〇 8 〇 8 00 PQ c5 O CD c> o 【二·: c5 c5 ^s Ρ CO 绔 券 5§ S5 H 〇 1 ? rH· i rH l r-5 參 rH rH i rJ ? l 00 CQ ( 1 S3 rJ t-5 r-i So rJ 〇5 r-4 L35 r-i s s CN) CD m to tO 03 ^ ? l〇 CO 00 σ> c5 c>a o ^ rH 〇〇 · + ? ? CU CO V ? Cu CO cu rH u5 c5 II II σ? c5 II II r^|4 rH 〇 II II PL4 GO cu ^ 0-, CO •H CO 〇. -S (at%) ο rH o Q o rH r-l rH o • f-H cn o t—4 • rH •fH οο m oi CD csi <>3 l〇 CQ CO CNJ l〇 csi CO cvi in oi 00 <7) CD CD CO 00 rH 呀 CQ irf CO 〇 rH 00 ni LO c4 80.3 80· 5 80.6 卜 s 80· 7 80/5 80.4 i _j 80.5 m m .荽 傲 盔 騷. a 鏹 m m m 鄕 m 樣品 No. CO 00 σ> 86 1230201 玖、發明說明 (實施例29) 與實施例26同樣地鑄造使Fe、C、Μ大致固定，而改 變Β、Si之表35所示之組成之薄帶，係皆含有Μη等不純 物0.2原子％ 。薄帶之帶厚係24/zm。將與前述實施例同 5 樣地評價之結果表示於表35。

Si於本發明範圍之外之比較例No.24及No.28中，B80 之標準偏差係0.1以上，不均一性增大。

本發明組成之 No.25〜No.27 於△ΤΑ^δΟΧ：、ΔΤβ260 °C之溫差大之退火溫度範圍中可得到Β80^1·35Τ、Β80之標 10 準偏差小於0.1、且鐵耗損S〇.12W/kg之優異之軟磁性， 且，可得到ε 0.01之優異之耐脆化特性。

87 1230201 玫、發明說明 scom ! 0.011 0.012 0.011 0.013 0.011 丨退火溫度溫差（C) ΔΤ^Ι 4(TC以下 60°C以上 60¾以上 60°C以上 40°C以下 ^δτλ 1 6(TC以下 80X：以上 80t；以上 arc以上 am以下 3¾ mi I努 鱺 0· 112 〜0.135 0.101 〜0.115 0.109 〜α 118 0· 108 〜0.117 0· 104 〜0.140 Ββ0之 丨標準偏差 1_*_:_ 0.104 0.039 0.032 0.038 0.110 Bg〇(T) 320 〜4001 1.18 〜1·42 1.36 〜1· 46 1·37 〜1·45 1.36 〜1.45 1.22 〜；L 48 丨 組成 (at%) s Ρ =2.8 S =0.4 As=0.3 Bi=0.9 Ρ =2.0 Bi=l.l Se=0.3 P =L9 Te=0.2 Ρ =3.1 As=0.3 S =0.5 P =2.6 ο ο r-« r-ί , ο r-ί ο ΓΗ GT> ci cJ5 00 r4 〇4 CO 00 CO 4 5 CQ 13.3 12.7 11.8 11.1 10.3 80.5 80.4 80.5 80.6 80.7 1麵『J 1 比較例 發明例 發明例 發明例 比較例 樣品 No. S5

88 1230201 玖、發明說明 (實施例30) 與實施例26同樣地鑄造使Μ、Si大致固定，而改變 Fe、B、C之表30所示之組成之薄帶，係皆含有Μη等不 純物0.2原子％ 。薄帶之帶厚係26/z m。將與前述實施例 5 同樣地評價之結果表示於表36。

Fe超過86原子％之比較例29中，已無法穩定地鑄造 非晶質薄帶，因此，B80低且鐵耗損高。於彎曲試驗中輕易 斷裂，無法求出ε f。Fe小於78原子％之比較例Νο·35中 ，△TaUO。。。 10 本發明組成之 No.30〜Νο·34 於△ΤΑ^δΟί、 °C之溫差大之退火溫度範圍中可得到Β80^1·35Τ、B80之標 準偏差小於0.1、且鐵耗損$〇.12W/kg之優異之軟磁性， 且，可得到ε 0.01之優異之耐脆化特性。尤其，Fe超過 80原子％ 、82原子％以下之No.32及No.33中，B80之標 15 準偏差小於0.04，可更防止B8g之不均一性。 1230201 玖、發明說明 : 無法評價 ί____ 0.012 0.013 0.014 0.014 0.013 0.013 P 糊 m si 1 60°C以上 60TC以上 «yc以上 -_______________γ 6(TC 以 ± 60eC以上 60°C以上 ΔΤΑ I 1 arc以上 8iTC以上 80t：以上 80eC以上 80°C以上 60t：以下 11 ^ i 鳒 0.532 〜9· 025 0.103 〜0.120 0· 103 〜0· 117 0·100 〜0·115 0· 101 〜0· 116 0.102 〜0.117 0· 109 〜0.120 B80_ 之 1標準偏差 0.221 0.045 0.042 0.038 0.037 0.043 0-041 B8〇(T) 320 〜40tm - -- 0·19 〜0·75 1· 35 〜1.45 1.36 〜1· 46 1·38 〜1·49 1.39 〜1.49 1.36 〜1.46 1.32 〜1.37 国 丨 組成 （at%) s Ρ =2.7 S =0.4 As=0.3 P =2.7 Bi=0.9 P =2.2 Te=0.2 Ρ =3.0 Se=0.3 P =2.8 P =2.8 S =0.4 As=0.3 Bi=0-9 Ρ =2.0 υ c5 00 〇 ΙΛ ρ 卜 c5 〇 rH 卜 rH r-i •μ 00 to ¢4 (N in ci 00 c4 LO CnJ LO PQ CN 卜 σ5 10.3 12.0 13.0 13.6 15.4 α> u. 86.8 84· 4 83.4 81.6 80.2 78.8 77.2 \ 1 麵!J 比較例 I_ 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 比較例丨 ! .I 1 樣品 No. ίο 90 1230201 玖、發明說明 (實施例31) 使用對於以原子％表示為Feso.JUnzPzCi及含有 Mn、S等不純物合計0.2原子％之組成之合金，使其含有 以質量％表示為X%之Α1，且如表37改變X及Ζ之組成 5 之合金，藉單輥法鑄造薄帶。合金素材之鐵源係使用Α1脫 氧之普通之鋼。

鐵源係藉硼鐵、金屬矽、石墨、磷鐵齊、金屬鋁調整 成分，並透過安裝於掛瑪前端之開口形狀〇.4mmx25mm之 矩形縫式喷嘴喷出業已於石英坩堝中高頻率溶解之熔液至 10 Cu合金製冷卻輥上而鑄造。冷卻輥之直徑為580mm，且 旋轉數為800rpm。鑄成之薄帶之帶厚係25μιη，且帶寬為 25mm ° 將薄帶以360°C1小時，於氮氣環境氣體中且磁場中退 火後，以25mm之單板試驗片利用前述條件測出鐵耗損之 15 結果顯示於表37。

添加P之本發明例Nol〜5中，即使含有A卜仍皆具有 鐵耗損為〇.12W/kg以下之優異性，係明顯地防止了因A1 造成之結晶化。無添加P之比較例No.6~10中鐵耗損皆高 91 1230201 玫、發明說明 表37

No. 類別 Α1量X (質量％) Ρ量Ζ (原子％) 鐵耗損 (W/ke) 1 發明例 0-01 1.2 0.104 2 // 0.18 2.3 0.108 3 ;/ 0.51 3.6 0.113 _ 4 η 0.81 6.5 0. 114 5 // 0,98 9.1 0.120 6 比較例 0.01 0 0.18^ 7 // 0.19 0 〇. 21 8 // 0.50 0 〇. 24 9 // 0.80 0 〇. 28 10 // 0.97 0 0.31 (實施例32) 5 10 使用對於以原子％表示為、私如-邮及含有 Mn、S等不純物合計G.2原子％之組成之合金使其含有 以質量％表示為Υ%之丁卜且如表38改變γ&ζ之組成 之合金，且將與實施例31同樣地鋒造薄帶，同樣地退火， 同樣地測出鐵耗損之結果顯示於表37。且，合金素材之鐵 源係使用Si脫氧之普通之鋼，並藉硼鐵、金屬矽、石墨、 磷鐵齊、金屬鈦調整成分。薄帶之帶厚係25μιη。 添加？之本發明例1^〇.11〜15中，即使含有丁丨，仍皆 具有鐵耗損為〇· 12W/kg以下之優異性，係明顯地防止了因 Ti造成之結晶化。無添加p之比較例Νο.ι6〜2〇中鐵耗損 皆高。 92 1230201 玖、發明說明 表38

No. 類別 Ti量Υ (質量％) Ρ量ζ (原子0/〇) 鐵耗損 (W/kg) 11 發明例 0.01 1.4 0.101 12 η 0.38 2.8 0.102 13 // 0.85 5.9 0.112 14 // 1.38 6.2 0.117 15 // 1.5 7.2 0.119 16 比較例 0·01 0 0.21^ 17 η 0·39 0 0·23 18 // 0·83 0 0·29 19 η 1.40 0 0.32 20 η 1.49 0 0.32

(實施例33)

將Si於分析界限以下之表39所示之組成之薄帶與實 施例31同樣地鑄造，同樣地退火，同樣地測出鐵耗損之結 5 果顯示於表39。且，合金素材之鐵源係使用電解鐵，並藉 硼鐵、石墨、磷鐵齊、金屬鋁、金屬鈦調整成分。薄帶之 帶厚係24μιη。 添加Ρ之本發明例Νο·21及Νο.23中，即使含有Α1或 Ti，仍皆具有鐵耗損為0.12W/kg以下之優異性，係明顯地 10 防止了因A1或Ti造成之結晶化。無添加P之比較例 No.22及No.24中鐵耗損皆高。 93 1230201 玖、發明說明 表39

No. 類別 主罢 !元素之; :原子％! 賊 相對於左記 組成之含量 (原子％) 鐵耗損 (W/kg) Fe B Si C P A1 Ti 21 発明例 80.7 11.3 <0.005 4.7 3.3 0.17 <0.005 0.112 22 比較例 80· 6 14.6 <0.005 4.8 <0.005 0.17 <0.005 0.220 23 発明例 80· 7 11.3 <0.005 4.7. 3.3 <0.005 0.24 0.110 24 比較例 80.5 14· 7 <0.005 4.8 <0.005 <0.005 0.24 0.240 (實施例34) 將使Fe、Si、C大致固定，且改變M(P、As、Bi、S 、Se、Te之組合）及B量，而含有Μη、S等不純物合計 5 0.2原子％之表40所示之組成之薄帶與實施例31同樣地鑄 造，同樣地退火，同樣地測出鐵耗損之結果顯示於表40。 且，合金素材之鐵源係使用A1脫氧或Si脫氧之普通之鋼 ，並藉硼鐵、金屬矽、石墨、金屬鋁、金屬鈦及Μ源調整 成分。薄帶之帶厚係24μπι。 10 添加Μ之本發明例Νο·25及Νο·31中，即使含有Α1 或Ti，仍皆具有鐵耗損為〇.12W/kg以下之優異性，係明 顯地防止了因A1或Ti造成之結晶化。無添加Μ之比較例 Νο·32及Νο.33中鐵耗損皆高。 94 1230201 玖、發明說明 表40

No. 類別 主要元素之組成 (原子％) 相對於左記 組成之含量 (質量％) 鐵耗損 (W/kg) Fe B Si C Μ A1 Ti 25 發明例 80.4 14.0 2.7 1.0 As=0.7 Bi=1.0 0.15 <0.005 0.109 26 η 80.5 13.1 2.5 1.1 Bi=1.2 S =1.4 <0.005 0.22 0.112 27 ;/ 80.6 11.7 2.7 1.0 S =3.3 Se=0.5 0.16 <0.005 0.108 28 η 80.6 15.0 2.4 1.1 Se=0.4 Te=0.3 0.14 <0.005 0.113 29 η 80.6 14.4 2.4 1.1 Te=0.2 As=l. 1 <0.005 0.21 0.118 30 η 80.7 8.6 2.6 1.0 S =6.5 As=0.4 <0.005 0.24 0.115 31 η 80.4 5.9 2·6 1.0 S =9.7 Te=0.2 0.10 <0.005 0.114 32 比較例 80.4 15.5 2.7 1.2 <0.005 0.16 <0.005 0.223 33 η 80.6 15.7 2.4 1.1 <0.005 <0.005 0.23 0.245

(實施例35) 將使Fe、C、Μ大致固定，且改變B及Si量，而含有 Mn、S等不純物合計〇·2原子％之表41所示之組成之薄帶 5與實施例31同樣地鑄造，同樣地退火，同樣地測出鐵耗損 之結果顯示於表41。且，合金素材之鐵源係使用A1脫氧 之普通之鋼，並藉硼鐵、金屬矽、石墨、金屬鋁、金屬鈦 及Μ源調整成分。薄帶之帶厚係25μπι。 添加Μ之本發明例Νο·34〜Ν〇36中，即使含有μ或 10 Ti，仍皆具有鐵耗損為〇 12W/kg以下之優異性係明顯^ 95 1230201 玖、發明說明 防止了因A1或Ti造成之結晶化。 表41

No. 類別 主要元素之組成 (原子％) 相對於左記 成之含量 (質歡） 鐵耗損 (W/kg) Fe B Si C Μ A1 Ti 34 ;發明例 80· 5 12.5 2.5 1.1 As=0.2 0.09 0.14 0.117 Bi=0.9 P =2.1 35 η 80.4 11.9 3.2 1.0 Bi = 1.0 0.08 0.15 0.115 Se=0.3 P =2.0 36 η 80.5 11.2 3.8 1.0 Te =0.1 0.09 0.17 0.118 P = 3.2 (實施例36) 將使Μ、Si大致固定，且改變Fe、B、C，而含有Μη 5 、S等不純物合計0.2原子％之表42所示之組成之薄帶與 實施例31同樣地鑄造，同樣地退火，同樣地測出鐵耗損之 結果顯示於表42。且，合金素材之鐵源係使用Α1脫氧或 Si脫氧之普通之鋼，並藉硼鐵、金屬矽、石墨、金屬鋁、 金屬鈦及Μ源調整成分。薄帶之帶厚係25μηι。 10 添加Μ之本發明例Νο·37~41中，即使含有Α1或Ti， 仍皆具有鐵耗損為〇.12W/kg以下之優異性，係明顯地防止 了因A1或Ti造成之結晶化。無添加Μ之比較例No .42及 No.43中鐵耗損皆高。 96 1230201 玖、發明說明 表42

No. 類別 主要元素之組成 (原子％) 相對於左記 組成之含量 (質量％) 鐵耗損 (W/kg) Fe Β Si C Μ Α1 Ti 37 發明例 84.3 9.8 2.4 0.3 As=0.2 Ρ =2·8 <0·005 0.11 0.119 38 η 83.5 10.2 2.4 0.6 Bi=0.8 Ρ =2.3 0.12 <0.005 0.117 39 一丨__ - // 81.5 12.0 2.4 0.7 Te=0.1 Ρ =3·1 0.07 0.08 0.116 40 ft 80·3 13.0 2.4 1.0 Se=0.2 Ρ =2.9 0.11 0.04 0.108 41 η 78.7 13.7 2.5 1.7 Ρ =2.9 S =0.3 0.09 0·08 0.109 42 比較例 84.2 12.8 2.5 0.3 <0.005 0.07 0.06 0.310 43 " 78.9 15.1 2.5 3.3 <0.005 0.09 0.10 0.230 (實施例37) 將於普通之製鋼過程中精煉之鋼做為鐵源，製造母合 金。鐵源中含有Mn、Si、S、P等不純物〇·3原子％左右。 5 Β源係使用硼鐵，Si源係使用99.9質量％之金屬矽，ρ源 則係使用磷鐵齊，C源係使用金屬碳。將該等原料以預定 量摻合並於高頻率感應熔解爐中加熱熔解，且以直後 10mm之石英管吸起，製造棒狀之母合金。將得到之母合 金之成分組成顯示於表43。各母合金中，係含有Mn、g 10 等不純物合計0.2原子％左右。 將表43所示之母合金於石英坩堝中高頻率熔解，且透 過安裝於坩堝前端之開口形狀0.4mmx25mm之矩形縫式嘴 97 1230201 玖、發明說明 嘴喷出至冷卻輥上，藉單輥法鑄造薄帶。冷卻輥之材質係 Cu-0.5質量％ Be，輥外徑係580mm，輥表面之速度係 24.3/s，而喷嘴與輥表面之間隔係200μιη。鑄成之薄帶之成 分係大致與表43之母合金相同。 5 針對得到之各薄帶，由長向中央部取樣，於氮氣氣體 環境氣體中以360°C1小時、50厄斯特之磁場中退火後， 測量磁通密度及鐵耗損，並藉彎曲試驗評價脆化特性。 於表44顯示評價結果。磁通密度係測量之最大施加磁 場為80A/m時之最大磁通密度B8〇。鐵耗損係頻率50Hz、 10 最大磁通密度1.3T中之值。脆化特性係於彎曲180°試驗中 ，業經破壞時之彎曲直徑。 全部之加料係皆可毫無問題地鑄成薄帶，然而比較例 之No.ll及No.12中薄帶之性質有些許不良。 本發明例之No.l〜Νο·9皆於全部特性中具有良好之值 15 。然而，於本發明成分範圍外之比較例No.10〜NO.16中， 係沒有構成充分之非晶質，或由於Fe量不足等，無法得到 磁性與機械性一者或雙方之良好之特性。 98 1230201 玖、發明說明

表43 類別 No· 合金成分（原子％) Fe Si Β C Ρ 1 80.3 1.6 17.6 0. 02 0·2 2 // 2.5 13.7 0·1 3.2 發 3 // η 5·3 η 11:6 4 η 4.4 12.1 η 2.9 明 5 77·3 1.6 5.1 0.02 15.8 例 6 77·2 // 18·8 η 2.1 7 78.1 η 12.0 4.0 4· 1 8 83.2 2.1 12·5 0·2 1.8 9 85.6 η 10.2 0.1 ” 10 80.3 2.5 16.2 0.8 0 比 11 η 1.4 4·8 0.1 13.2 12 η 4.7 10.1 η 4.6 較 13 76.8 2.0 19.2 0.1 1.7 例 14 // η 4.7 η 16.2 15 77.2 η 14.4 0 6.2 16 86.3 1.6 6.7 4.2 1.0

99 1230201 玖、發明說明

表44 薄帶特性 類別 No. B80 鐵耗損 彎曲直徑 (T) (W/kg) (mm) 1 1.52 0. 078 1·8 2 1.52 0.065 1.4 發 3 1.48 0.088 2.2 4 1.49 0.081 2.3 明 5 1.43 0.102 2.5 例 6 1.43 .0.091 2.1 7 1.45 0.081 1.5 8 1.54 0.091 1.9 9 1.51 0.108 2.6 10 1.42 0.124 3.9 11 1.41 0.134 3.6 比 12 1.45 0.113 2.9 較 13 1.36 0.098 3.2 14 1.33 0.148 4.7 例 15 1.39 0.129 3.5 16 1.47 0.317 5.8 產業上之可利用性。 本發明係於使用於電力用變壓器、高頻率變壓器等之 鐵心材料之Fe基非晶質合金薄帶中，積極地添加以往視為 5 不宜使用之P，並利用使該添加量適當，而提供一種可使 薄帶之非晶質母相之特性更加提昇，且包含有形成於表面 之極薄氧化層之綜合性之軟磁性優異之薄帶及使用該薄帶 =成之鐵心。又，本發明可提供用以製造前述&基非晶質 金薄▼所使用之急冷凝固薄帶製造用母合金。 、 【圖式簡單說明】 100 1230201 玖、發明說明 第1圖係顯示比較例之GDS分佈之圖。 第2圖係顯示本發明例之GDS分佈之圖。

101

Claims (1)

1230201 「____^ ί合、申請專利範圍 今〉年t >月1曰 第92107644號申請案申請專利範圍修正本93·12·09 L -種Fe基非晶質合金薄帶’係透過具有槽狀之開口部 <噴射熔液喷対出熔融金屬至移動之冷卻基板上， 使其急冷凝固而得到之金屬薄片，又，係於含有〇.2原 5 子％以上、12原«以下之P之非晶質母相之至少- 側之薄帶表面，具有厚度5nm以上、20nm以下之極薄 氧化層者。 2. 如申請專利範圍第i項之Fe基非晶質合金薄帶，係於 則述極薄氧化層與前述非晶質母相之間具有含有P及 10 S之至少丨種之偏析層者。 3. 如申請專利範圍帛i項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 前述極薄氧化層係具有2層構造。 4·如申請專利範圍第！〜3項中任一項之Fe基非晶質合金 薄帶，其中至少於前述薄帶表面之不接觸前述冷卻基 板之側具有極薄氧化層。 •如申μ專利範圍第2項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 前述偏析層之厚度係〇.2nm以上。 6·如申請專利範圍第3之Fe基非晶質合金薄帶，其中前 述具有2層構造之極薄氧化層之2層皆為非晶質氧化 20 物層。 7.如申請專利範圍第3項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 刖述具有2層構造之極薄氧化層中，位於薄帶最表面 之第1氧化層係結晶質氧化物與非晶質氧化物之混合 層’而位於該第1氧化層與非晶質母相之間之第2氧 102 1230201 拾、申請專利範圍 化層則為非晶質氧化物層。 8·如申請專利範圍第3項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 前述具有2層構造之極薄氧化層中，位於薄帶最表面 之第1氧化層係結晶質氧化物層，而位於該第丨氧化 層與非晶質母相之間之第2氧化層則為非晶質氧化物 層。 9·如申請專利範圍第！項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 前述極薄氧化層係由Fe系、Sl系、B系、或該等元素 之複合體構成者。 10 1〇·如申請專利範圍第7項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 構成前述極薄氧化層之結晶質氧化物係具有尖晶石構 造之Fe系氧化物。 11·如申請專利範圍第7項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 則述具有2層構造之極薄氧化層之整體厚度係5nm以 15 上、20nm以下，且前述第1氧化層之厚度係3nm以上 、15nm以下，而前述第2氧化層之厚度則為2nm以上 、lOrnn以下。 I2·如申請專利範圍第7項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 P、As、Sb、Bl、S、Se、Te之至幻種以上之元素係 2〇 偏析至前述第2氧化層中。 士申口月專利|巳圍第1項之Fe基非晶質合金薄帶，其中 月’J述薄帶之帶厚係丨0 # m以上、i 〇〇 #爪以下。 14·—種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶f合金薄帶， 係由Fe、Co、Si、B、c、p之主要元素及不可避免之 103 1230201 拾、申請專利範圍 不純物構成之非晶質合金薄帶，又，其組成以原子％ 表示為 FeuCox : 78% 以上、86% 以下（〇 〇5 ^ 〇 4) ，Si : 2%以上、小於4% ，Β :超過5% 、16%以下， C · 0.02%以上、4%以下，及Ρ ·· 〇.2%以上、12%以 5 下。 15.如申請專利範圍第14項之於交流電中軟磁性優異之以 基非晶質合金薄帶，其中Fei xC〇x之組成以原子％表 不為 FeNXC〇x :超過 80% 、82°/。以下（0·05 $ 0.4)。 16·如申請專利範圍第14或15項之於交流電中軟磁性優 1〇 異之Fe基非晶質合金薄帶，係具有退火後之B8〇為 1.37T以上，且該之標準偏差小於〇丨之軟磁性， 並且具有以可確保該軟磁性之於退火中之退火溫度之 最大值為TA max，且最小值為τΑ min時， min至少為8(TC之退火溫度特性。 15 I7· 一種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係由Fe、Ni、Sl、B、c、p之主要元素及不可避免之 不純物構成之非晶質合金薄帶，又，其組成以原子0/〇 表不為 Fe〗_YNiY : 78% 以上、86% 以下（0.05S 〇·2) Si · 2%以上、小於，β :超過、16%以下， 2〇 C · 〇·〇2%以上、4%以下，及P : 0.2%以上、12%以 下。 18·如申請專利範圍第17項之Fe基非晶質合金薄帶，其 中FeuYNlY之組成以原子％表示為Fe】_YNiY :超過80 % 、82% 以下（〇 〇5$ γ^〇 2)。 104 1230201 拾、申請專利範圍 19·如申明專利範圍第丨7或丨8項之於交流電中軟磁性優 /、之Fe基非晶質合金薄帶，係具有退火後之b⑼為 1.35T以上，且該Bsg之標準偏差小於〇」之軟磁性， 亚且具有以可確保該軟磁性之於退火中之退火溫度之 5 取大值為Ta max，且最小值為TA min時，△Τα^Τα max—TA min至少為8〇t之退火溫度特性且更具有 於退火後之薄帶彎曲18G。之試驗巾，令薄帶之帶厚為 t，業已破壞時之彎曲直徑為Df時，薄帶破壞變形。 一 t/(Df—t)為0.015以上之優異耐脆化特性。 10 20·如申請專利範圍第i項之Fe基非晶質合金薄帶，係透 過具有槽狀開口部之噴射炫液噴嘴喷出炫融合金至移 動之冷卻基板上，使其急冷凝固而得到的，且係以^ Si B C、P之主要元素及不可避免之不純物構成 之以基非晶質合金薄帶，又，其組成以原子％表示為 15 78%以上、86%以下，Sl: 2%以上、小於销，b ·· 2%以上、15%以下，C ·· 〇.〇2%以上、4%以下，p ·· 1%以上、14%以下，及B + p ·· 12%以上、2〇%以 下，亚且以薄帶寬方向之各部位中之退火後之鐵耗損 之最大值為Wmax、且最小值為Wmin時，（Wmax 一 2〇 Wmin)/Wmin 係 0.4 以下。 21·如申請專利範圍第！項之Fe基非晶質合金薄帶，係透 過具有槽狀開口部之喷射熔液喷嘴喷出熔融合金至移 動之冷卻基板上，使其急冷凝固而得到的，且係由Fe S】、B、C、P之主要兀素及不可避免之不純物構成 105 1230201 拾、申請專利範圍 之Fe基非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％ ，且為 Fe : 78%以上、86%以下，Si : 2%以上、小於4% ，B 2/以上、15%以下，C· 0.02%以上、4%以下，p :1%以上、14%以下，及B + P : 12%以上、2〇%以 下且更具有於薄帶接觸冷卻基板之面上不可避免地 形成之長度500 //m以上或寬度50/zm以上之粗大氣 泡且其個數為1 〇個/cm2以下之領域為面積率8〇%以上 之良好薄帶形狀性。 22·如申請專利範圍第i項之以基非晶質合金薄帶，係透 過具有槽狀開口部之噴射熔液喷嘴噴出熔融合金至移 動之冷卻基板上，使其急冷凝固而得到的，且係由Fe Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純物構成 之Fe基非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％表示為 : 78%以上、86%以下，Si ·· 2%以上、小於4% ，B 15 : 2%以上、15%以下，C ·· 0.02%以上、4%以下，P :U以上、14%以下，及B + P ·· 12%以上、2〇%以 下且更具有於令薄帶寬方向之任何位置上之帶厚最 大值為tmax，且最小值為tmin時，tmin 於5 // m以下之良好薄帶形狀性。 2〇 23.如申請專利範圍第U項之Fe基非晶質合金薄帶，其 中剷述△ t係3 // m以下。 24· 一種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係由Fe、B、C、P之主要元素及不可避免之不純物構 成之非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％表示為Fe ]〇6 1230201 拾、申請專利範圍 :78%以上、86%以下，B :超過5% 、16%以下，c :0.02%以上、8%以下，及p : 〇 2%以上、ιη以下 25. —種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係由Fe、Si、B、C、P之主要元素及不可避免之不純 物構成之非晶質合金薄帶，又，組成係以原子％表示 為Fe : 78%以上、86%以下，Si : 〇 〇2%以上、小於2 % ’ B :超過5% 、16%以下，c ·· 〇 〇2%以上、⑽以 下，及P · 0.2%以上、12%以下。 10 15 2〇 26. 如申請專利範圍第14、17'24及25項中任一項之於 交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶，其中p 之組成係以原子％表示為p : 1%以上、12%以下。 27·:種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係以記號M表示As、Bi、s、I化之i種或2種以 上’且係由 J7e、Si、R、r^ λ yr C、Μ之主要元素及不可避免 之不純物構成之非晶質合金薄帶’組成係以原子％表 ❶示為〜78%以上、86%以下，si:2%以上、小於4 % ’B:超過5%、16%以下，C:0.02%以上、4%以 下，及Μ : 0.2%以上、12%以下。 2匕種於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係以記號M表示As、Bi、S、Se τ t Se、Te之1種或2種以 ，且係由 Fe、Si、B、c、p«4<A/i - 之主要元素及不可 免之不純物構成之非晶質合金薄帶，組成係以原子 …為―以上、86%以下，Si:2%以上、小 107 1230201 拾、申請專利範圍 於4% ，B :超過5% 、16%以下，C : 0·02%以上、4 %以下，及ρ + Μ : 〇·2%以上、12%以下。 29·如申請專利範圍第27項之於交流電中軟磁性優異之Fe 基非晶質合金薄帶，其中Μ之組成係以原子％表示為 Μ : 1%以上、12%以下。 30·如申請專利範圍第28項之於交流電中軟磁性優異之^ 基非晶質合金薄帶，其中P+Μ之組成係以原子％表 示為P + Μ : 1 %以上、12%以下。 31·如申請專利範圍第24、25、27〜3〇項中任一項之於交 流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶，係具有退 火後之Bm為i.hT以上，且該之標準偏差小於 〇·1之軟磁性，並且以可確保該軟磁性之於退火中之退 火溫度之最高溫度為Ta max，且最低溫度為h历比時 之退火溫度溫差max—Ta min係至少為8〇艺 32·如申請專利範圍第 14、17、24、25、27〜30 項中任一 項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係具有退火後之鐵耗損為Q 12w/kg以下之鐵耗損特性 20

，且具有以可確保該鐵耗損特性之退火中之退火溫度 之最大值為TB max、最小值為Tb min時， max — TB min 至少為 +、β , 夕苟C之退火溫度特性。 33.如申請專利範圍第川〜μ 3項中任一項之Fe基非晶質合 金薄帶，係具有退火後之鐵耗損為G.12W/kg以下之鐵 耗損特性。 108 1230201 拾、申請專利範圍 34. 如申請專利範圍第14、15'24、25'27〜3〇項中任— 項之於父流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶， 係具有於退火後之薄帶之彎曲180。試驗中，令薄帶之 帶厚為t’且破壞後之彎曲直徑為^時，薄帶破壞變 形ε f- t/(Df- t)為〇.〇1以上之優異耐脆化特性。 35. 如申請專利範圍第14、17、24、25、27及28項中任 -項之於交流電中軟磁性優異之Fe基非晶質合金薄帶 ，其中B之組成係以原子％表示為B:超過5% 、小於 14% 。 10 15 20

36. 如申請專利範圍第24、25、27及28項中任一項之於 交流電中軟磁性優異之Fe基非晶f合金薄帶，其中^ 之組成係以原子％表示為Fe:超過8〇% 、以％以下。 37. —種Fe基非晶質合金薄帶’係以由b、c及p、

“、則^〜丁…種或之種以上構成之主要元 素，及包含有與〇、N或與c結合之析出物形成元素 之不純物元素構成，並且該析出物形成元素之含量以 質量％表示為於合計2·5%以下之範圍。 3 8. — ^ 、印 1 C、乜、I P、As、Bi、s、Se、Te 之 1 插+ 0 ^ A楂或2種以上構成之 元素，及包含有與0、N或與c結合之析出物形 素之不純物元素構成’並且該析出物形成元素之 係以質量％表示為於合計2·5%以下之範圍。 39.如申請專利範圍第37或38項之以基非晶質合金 ，其中前述析出物形成元素係包含A1與丁彳之一 109 1230201 拾、申請專利範圍 又方，其含篁係以質量％表示為A1 ·· 〇 〇1%以上、 以下’及Τι : 0.01%以上、15%以下。 40.如申請專利範圍第37項之以基非晶質合金薄帶，其中 $ 岫述主要元素之組成係以原子％表示為Fe : 78%以上 5 、_以下，B:超過5% 、16%以下，C:0.02%以 上、8%以下，及p、As、Bi、s、Se、Te之丄種或2 種以上：合計0.2%以上、12%以下。 41·如申請專利範圍第38項之Fe基非晶質合金薄帶，其 中前述主要元素之組成，係以原子％表示為Fe : 78% 以上、86%以下，Si : 0.02%以上、小於4% ，B :超 過5% 、16%以下，C : 0.02%以上、8%以下，及p、 As、Bi、S、Se、Te之1種或2種以上：合計0.2%以 上、12%以下。 42·如申請專利範圍第37或38項之Fe基非晶質合金薄帶 15 ，其中A1之含量係以質量％表示為0.01%以上、〇.2 %以下者。 43·如申請專利範圍第37或38項之Fe基非晶質合金薄帶 ’其中Ti之含量係以質量％表示為0·01%以上、〇·40/〇 以下者。 20 44.如申請專利範圍第37或38項之Fe基非晶質合金薄帶 ，其中P、As、Bi、Se、Te之1種或2種以上之含量 係以原子％表示為1%以上、〇·4%以下者。 4 5 · —種於交流電中軟磁性優異之捲鐵心’係將如申請專 利範圍第14、Π、24、25、27、28、37及％項中任 110 1230201 拾、申請專利範圍 一項之Fe基非晶質合金薄 者0 帶環形地捲繞，並進行退火 10 15 2〇 46. -種於交流電中軟磁性優異之積鐵心，係將如申請專利範圍第14、17、24、25、27、28、37及％項中任 -項之Fe基非晶質合金薄帶擊打成就形狀，且積層 ，並進行退火者。 47. -種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 兀素係以原子％表示為Fe : 7?%以上、_以下，以 :Μ%以上、4.5%以下，B : 5%以上、19%以下，c :〇·〇2%以上、4%以下，及p: 〇2%以上、ι6%以下 ，又，剩餘部份係不可避免之不純物。 48· -種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 兀素係以原子％表示為Fe : 78%以上、86%以下，Si :Μ以上、4%以下，b : 2%以上、15%以下，c : 〇·_以上、4%以下，p : 1%以上、14%以下，及B + P : 12%以上、20%以下，又，剩餘部份係不可避免 之不純物。 〜種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 凡素係以原子％表示為Fe : 78%以下、以下，B :超過5% 、16%以下，c: 〇·〇2%以上、找以下，及 Ρ : 〇·2%以上、12%以下，又，剩餘部份為不可避免 <不純部。 種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 元素係以原子％表示為Fe:78%以上、州/以下，si 49 5〇 111 1230201 拾、申請專利範圍 :0.02%以上、小於2% ，B :超過5%、h〇/ 0 以下，c • 〇·〇2%以上、8%以下，及p ·· 〇 2%以 以下 ’又’剩餘部份為不可避免之不純物。 51. 5 種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合 一 ^ 其中合金 兀素係以原子％表示為Fei xC〇x ·· 78%以 ，Β :超過 及 Ρ : 0.2 下（〇·〇5$Χ$〇·4)，Si : 2% 以上、小於 4〇/〇 5% 、16%以下，C : 〇·〇2%以上、4%以下 %以上、12%卩下’又，剩餘部份為不可避免之不純 物0 10 52· 一種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 元素係以原子％表示為Fel YNiY: 78%以上、86%以 下（0·05$ γ$〇·2) ’ Si : 2% 以上、小於 4%，B ••超過 5% 、16%以下，C:0.〇2%以上、销以下，及ρ:〇·2 %以上、12%以下，又，剩餘部份為不可避免之不純 15 物。 53·種用以製造急冷凝固薄帶之鐵系母合金，其中合金 兀素係以原子％表示為Fe : 78%以上、86%以下，Si :2%以上、小於4% ，B ··超過5% 、16%以下，C : 0.02%以上、4%以下，及M ·· 〇 2%以上、12%以下， 2〇 然而M為As、Bl、S、Se、Te之1種或2種以上，又 ’剩餘部份為不可避免之不純物。 54·如申明專利範圍第47〜53項中任一項之用以製造急冷 凝固薄帶之鐵系母合金，係包含有A1與Τι之一者或 雙方，且其含量係以質量％表示為A1 : 0.01%以上、1 5 %以下，及丁1 ··〇·〇】％以上、1.5%以下。 112