JPH0463253A - Ｆｅ基軟磁性合金とその製造方法およびそれを用いた磁性コア - 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】 ［発明の目的コ （産業上の利用分野） 本発明は、各種トランス、可飽和リアクトル、各種チョ
ークコイル、各種磁気ヘッド、各種センサなどに適した
Ｆｅ基軟磁性合金よびその製造方法に関する。

（従来の技術） 電源用各種磁性部品や磁気ヘッド用の軟磁性材料として
は、従来、パーマロイ、Ｆｅ−Ａ　Ｉ　−８ｉ系合金、
ケイ素鋼、フェライトなどが用いられてきた。

ところで、近年、電子機器に対する小型軽量化、高性能
化などの要求が高まっており、このような要求を満足す
るために、たとえば電源などの動作周波数は高周波化さ
れつつある。そこで、磁性部品を構成する軟磁性材料に
は、高周波域における低損失化や飽和磁束密度の増大な
どの特性向上が強く望まれている。

しかし、上述したような従来材では、これらの要求を充
分に満足することができないことから、高周波対応の軟
磁性材料としてアモルファス合金か最近注目を集めてい
る。

アモルファス合金は、高透磁率、低保磁力などの優れた
軟磁気特性を示し、また高周波域で低鉄損、高角形比が
得られるなどの特性を有することから、スイッチング電
源用の磁性部品などとして一部実用化されている。たと
えばＣｏ基アモルファス合金は可飽和リアクトルなどと
して、またＦｅ基アモルファス合金はチョークイルなど
として実用化されている。

しかし、これらアモルファス合金においても、解決しな
ければならない課題も多い。゛たとえばＣ。

基アモルファス合金は、高周波域で低鉄損、高角形比か
得られるなと、特性的には優れているものの、比較的高
価で汎用性に乏しいという難点かある。また、Ｆｅ基ア
モルファス合金は、安価で汎用性には優れるものの、零
磁歪が得られないため、樹脂モールドなどによる磁気特
性の劣化か比較的大きく、また磁歪振動によってノイズ
の発生か大きいなどの難点かある。

一方、最近、Ｃｏ基アモルファス合金とほぼ同等の軟磁
気特性を有する超微細な結晶粒を析出させたＦｅ基軟磁
性合金提案されている（特開昭６３３２０５０４号公報
、同６４−７９３４２号公報など参照）。このＰｅ基超
超微細結晶合金、優れた軟磁気特性を有するとともに、
低磁歪を満足し、さらにＦｅを主としていることから比
較的安価であり、Ｃｏ基アモルファス合金に代る軟磁性
材料として注目されている。

（発明か解決しようとする課８） しかしながら、上記Ｆｅ基超超微細結晶合金軟磁気特性
は、その製造過程における熱処理温度に対する依存性が
大きいという難点があった。

すなわち、上記Ｆｅ基超超微細結晶合金母合金を一旦ア
モルファス化し、その後結晶化温度近傍の温度域て熱処
理することによって、微細な結晶粒を析出させて優れた
軟磁気特性を付与している。

しかし、上記熱処理の温度範囲か比較的狭く、さらにア
モルファス状態から結晶化する際に放出されるエネルギ
ー量か大きいため、熱処理時に設定温度範囲を超える危
険性か高く、これによって軟磁気特性の劣化を招きやす
いという難点かあった。

本発明は、このような課題に対処するためになされたも
ので、高周波域において低鉄損、高飽和磁束密度、低磁
歪を満足し、かつこれら特性か熱処理条件にあまり依存
することなく得られる安価で汎用性に優れたＦｅ基軟磁
性合金その製造方法、およびそれを用いた磁性コアを提
供することを目的とするものである。

［発明の構成］ （課題を解決するだめの手段と作用） すなわち本発明のＦｅ基軟磁性合金、 一般式： （式中、Ｘは急冷体作製時に溶融可能なセラミ・ノクス
材料から選ばれた少なくとも　１種の化合物を、ＨはＴ
ｉ、　Ｚｒ５Ｈｒ、　Ｖ　、Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　
ＭｏおよびＷから選ばれた少なくとも　１種の元素を、
ＨｏはＭｎ、白金族元素、Ａｇｓ　Ａｕｓ　Ｚｎ、＾１
、Ｇａ、　Ｉｎ、　Ｓｎ、希土類元素から選ばれた少な
くとも　１種の元素を、ＡはＧｏおよびＮｉから選ばれ
た少なくとも　１種の元素を、２はＢＳＣ，ＰおよびＧ
ｅから選ばれた少なくとも１種の元素を表し、ａＳｂ、
ｃＳｄ、ｅおよびｒは、下記の式を満足する数である。

ただし、下記式中の全ての数字はａｔ％を示す。

０．１≦ａ≦　５ ０．１≦ｂ≦１０ ０≦Ｃ≦１０ ０≦ｄ≦４０ ５≦ｅ≦２５ ２≦ｒ≦２０ Ｉ２≦ｅ４≦３０．以下間し。） て実質的に表される組成を有し、かつ面積比で組織の５
０％以上か微細結晶粒により構成されていることを特徴
とするものである。

また、本発明のＦｅ基軟磁性合金製造方法は、溶融状態
のＦｅ基合金およびセラミックス材料を含有する溶湯を
急冷する工程と、前記急冷工程で得た急冷体に、該急冷
体の結晶化温度付近あるいはそれ以上の温度で熱処理を
施し、組織内に微細結晶粒を析出させる工程とを有する
ことを特徴とするものである。

ここで、本発明のＦｅ基軟磁性合金おける組成限定理由
について説明する。

上記（Ｉ）式におけるＸは、熱処理によって微細な結晶
粒を比較的低温で析出させるのに必須のものであり、か
つ結晶粒の粗大化を抑制するものである。これらにより
、鉄損や透磁率などの軟磁気特性が改善され、また軟磁
気特性の熱処理温度依存性が低下し、軟磁気特性の再現
性が向上する。

このＸとしては、少なくとも急冷体作製時に溶融可能な
セラミックス材料、すなわち無機化合物てあればその効
果が得られるか、溶融のしやすさなどから融点１８００
℃以下の化合物が好ましい。また、この溶融性を考慮す
ると酸化物か好ましい。

このような酸化物としては、ＣｕＯ、Ｃｕ２０．５ｎＯ
１旧０　　、ＷＯ、Ｔａ２ＯＳＮｂ　０　　。

ＭｏＯ、ＭｎＯ５ＧｅＯ、Ｇａ　　Ｏ、ＣｄＯなとか例
示され、特にＣｕ２Ｏ、ＣｕＯが好ましい。

これらＸによる効果は、その含有量が０．１ａｔ％とな
るあたりから得られるが、５ａｔ％を超えると脆くなっ
て、その製造工程における急冷時にたとえば長尺な薄帯
を形成することが困難となることから、Ｘの含有量は０
．ｌａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。Ｘのより好ましい
含有量は０．３ａｔ％〜４ａｔ％の範囲である。

Ｍは、Ｘと同様に結晶粒の粗大化を抑制するとともに、
軟磁気特性を劣化させる化合物、たとえばＺとしてＢを
用いた場合のＰｅ　　ＢやＦｅ２３Ｂ６などの析出を抑
制するものである。上記したＨ元素のうち、大気中で作
製する場合は、特にＮｂ、　Ｔａ、ＭＯＳＷ　ｓ　Ｖが
好ましい。

これら間による効果は、その含有量かＯ，ｌａｔ％とな
るあたりから得られるが、１０ａｔ％を超えるとアモル
ファス化することか困難となるため、Ｈの含有量はｏ、
ｔａｔ％〜１０ａｔ％の範囲とする。月のより好ましい
含有量は０．５ａｔ％〜１ｌｌａｔ％の範囲である。

またＨｏは、微細結晶粒か析出した合金の軟磁気特性を
さらに改善するのに有効な元素である。ただし、間°の
含有量かあまり多いと、飽和磁束密度の低下を招くため
、１０ａｔ％以下とする。上記したＭ゛元素うち、特に
白金族・元素属は耐食性の改善に有効であり、また＾ｌ
５Ｇａは微細結晶粒の主相であるｂｃｃ−Ｐｅ固溶体の
安定化に有効である。

ＳｉおよびＺは、急冷時における溶融状態のセラミック
スを含む合金溶湯をアモルファス化するために必須の元
素であり、かつ微細結晶粒の析出を助成する元素である
。特にＳｔは、微細結晶粒の主成分であるＦｅに固溶し
、磁気異方性および磁歪の低減に寄与する。

Ｓｉの含有量は、５ａｔ％未満ではアモルファス化が困
難となり、また２５ａｔ％を超えると超急冷効果か小さ
くなり、比較的粗大な結晶粒か析出しやすくなるため、
５ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲とする。また、Ｓｔの含有
量か１２ａＬ％〜２０ａｔ％の範囲て磁歪か零となるた
め、特に好ましい。また、Ｚの含有量が２ａｔ％未満で
はアモルファス化か困難となり、また２０ａｔ％を超え
ると熱処理により結晶化した際に磁気特性か劣化しやす
くなるため、２ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲とする。上記
した２元素のうち、特にＢか薄帯作製の容易さの観点か
ら好ましい。なお、ＳｔとＺとの合計量は１２ａｔ％〜
３０ａｔ％の範囲が好ましく、またＳｔ／Ｂの比を１以
上とすることが優れた軟磁気特性を得るために好ましい
。

また、Ｐｅの一部をＣｏやＮｉで置換することも可能で
あるが、置換量があまり多いと逆に軟磁気特性の劣化を
招くため、４０ａｔ％以下とする。

なお、本発明のＦｅ基軟磁性合金おいて、０、ＳＳＮな
どの通常のＦｅ系合金にも含まれているような不可避的
な不純物を微量含んでいても、本発明の効果を損うもの
ではない。

上記組成を有する本発明のＦｅ基軟磁性合金、面積比で
合金組織の５０％以上か微細結晶粒により構成されてい
るものであり、上記微細結晶粒は合金組織中に均一に分
布して存在している。この微細結晶粒は、ｂｃｃ−Ｆｅ
固溶体を主体とするものであり、特に少なくとも一部に
規則格子か存在する場合に、優れた軟磁気特性か得られ
る。ここで、上記規則格子の存在は、Ｘ線回折によって
規則格子のピークが出現することによって確認される。

上記微細結晶粒による合金組織の構成比を面積比で５０
％以上と規定したのは、微細結晶粒の存在か面積比で５
０％未満となると、磁歪が大きくなり、また透磁率が低
く、鉄損が高くなり、目的とする軟磁気特性が得られな
いためである。より好ましい微細結晶粒による合金組織
の構成比は、面積比で６０％〜１００％の範囲である。

なお、ここで言う微細結晶粒の存在比は、合金組織を高
倍率で拡大（たとえば透過型電子顕微鏡により２０万倍
）して測定したものである。

本発明のＦｅ基軟磁性合金中存在する微細結晶粒は、上
記（１）式中のＸで表される酸化物などのセラミックス
材料の存在によって超微細化されたものであり、５０ｎ
１１以下という極めて小さい平均粒径を有するものであ
る。この結晶粒の超微細化は、酸化物などのセラミック
ス材料かＦｅとほとんど固溶しないことから、セラミッ
クス材料か析出により生成した結晶粒界、あるいは三重
点に存在し、これによって結晶粒の成長か抑制されるた
めに起こるものと考えられる。

なお、優れた軟磁気特性を得る温度以上で熱処理すると
、薄帯作製時に用いたセラミ・ソクスの回折線が見られ
、場合によって、溶融時に一部還元され、その金属の回
折線が見られる場合もある。

たとえば、ＷＯ、Ｔａ　　Ｏ、ＣｕＯ、Ｃｕ２Ｏなどの
セラミックスがあるが、これらかＷ　５Ｔａｓ　Ｃｕに
還元されると、回折線２θ（ｄｅｇ）において、それぞ
れ４０，３．３８．５．４３．３でピークを示す。

そして、本発明のＰｅ基軟磁性合金おいては、上述した
ように合金組織中に存在する結晶粒を超微細化すること
によって、軟磁気特性か熱処理温度に依存することを抑
制し、優れた軟磁気特性の再現性を高めている。すなわ
ち結晶粒の粒径を超微細化することによって磁気異方性
かより小さくなり、これか熱処理温度条件を緩和する。

また、本質的には結晶粒の微細化か軟磁気特性を向上さ
せるものであり、平均結晶粒径か５０ｎｍを超えると初
期の磁気特性が得られなくなる。上記熱処理温度に対す
る軟磁気特性の依存性を低減させる点からは、平均結晶
粒径か２０ｎ１以下とすることが好ましい。なお、上記
平均結晶粒径は各結晶粒の最大径を測定し、それを平均
した値である。

次に、本発明のＦｅ基軟磁性合金製造方法について説明
する。

まず、溶融状態のＦｅ基合金およびセラミ・ンクス材料
を含有する溶湯を作製する。上述した本発明のＦｅ基軟
磁性合金作製するためには、この溶湯の組成を上記（１
）式の組成を満足させる。

このような溶湯は、 ■　母合金を作製する段階で他の金属材料と同様にセラ
ミックス材料を配合し、上記（１）式の組成を満足させ
た母合金を作製し、この母合金の融点以上に加熱して溶
融する。

■　上記（Ｉ）式の組成からＸを除いた母合金を作製し
、この母合金とセラミ・ンクス材料とを上記（１）式の
組成を満足するように混合し、この混合物を上記母合金
およびセラミ・ノクス材料の融点以上に加熱して溶融す
る。なお、上記母合金およびセラミックス材料いずれか
を予め溶融し、その溶融物に他方を投入して溶融しても
同様である。

などの方法によって作製される。

次に、上記溶湯を単ロール法、双ロール法などの公知の
超急冷法によって急冷する。

ここで、本発明においては上記急冷工程によって、良好
なアモルファス状態を得ることか、超微細な結晶粒を得
る上で好ましい。また、急冷体の形状は、板状（帯状）
、線状、粉末状、薄片状など、用途に応じて各種形状を
選択することが可能である。なお、急冷体を板状とする
場合には板厚を３μＩＩ〜１００μｍ、線状とする場合
には線径２００μｍ以下、粉末状とする場合は２００μ
ｌ以下とすることが好ましい。

この後、上記アモルファス状態の急冷体に、この急冷体
の結晶化温度付近あるいはそれ以上の温度による熱処理
を施し、ｂｃｃ−Ｆｅ固溶体を主とする超微細結晶粒を
析出させる。

この熱処理工程は、たとえば巻回コアのように、所望の
形状を得るために変形を伴う加工を必要とする場合には
、所望の形状に成形した後に行うことか好ましい。

上記熱処理は、急冷体の結晶化温度に対して、＝５０℃
〜＋２００℃の範囲内で行うことか可能である。

熱処理温度条件が結晶化温度に対して一５０℃の温度よ
り低いと微細な結晶粒が析出しにくく、また結晶化温度
に対して＋２００℃の温度を超えるとｂｃｃ−Ｆｅ固溶
体以外の相が析出しやすくなるためである。

上記したような広い熱処理温度条件下で所望の軟磁気特
性を満足するＦｅ基軟磁性合金得られるのは、上述した
ように析出する結晶粒を超微細化させることが可能であ
るためであり、本発明の重要な特徴の一つである。これ
によって優れた軟磁気特性を有するＦｅ基軟磁性合金再
現性よく得ることか可能となる。なお、実際の設定温度
は、熱処理時の温度上昇などの不確定要素を見込んで、
急冷体の結晶化温度に対して一２０℃〜＋１５０℃の範
囲とすることか好ましい。

なお、本発明でいう結晶化温度は、昇温速度ｌＯｄｅｇ
／ｍｉｎで測定した値を示す。

また、熱処理時間は、使用した合金組成や熱処理温度に
よって適宜設定するものであるか、通常、２分〜２４時
間の範囲か好ましい。熱処理時間か２分未満では結晶粒
の析出を充分に行うことか困難であり、また２４時間を
超えるとｂｃｃ−Ｆｅ固溶体以外の相が析出しやすくな
るためである。より好ましい熱処理時間は、５分〜１０
時間の範囲である。

また、熱処理時の雰囲気としては、窒素中、アルゴン中
などの不活性雰囲気中、真空中、水素中などの還元性雰
囲気中、あるいは大気中など、各種雰囲気を使用するこ
とが可能である。

なお、上記熱処理後の冷却は、急冷でも徐冷てもよく、
特に制限はない。

また、上記熱処理後の冷却過程、あるいは−旦冷却した
後に、微細結晶粒か析出したＰｅ基軟磁性合金対して磁
場を印加しく磁場熱処理を含む）、特性を変化させて用
途に合った磁気特性を付与することも可能である。この
際の磁場は、直流磁場、交流磁場のいずれてもよく、ま
た磁場の印加力向は、薄帯軸方向、幅方向、板厚方向の
いずれてもよく、さらに回転磁場でもよい。

本発明のＦｅ基軟磁性合金、高周波域での軟磁気特性に
優れているため、たとえば磁気ヘット、薄膜ヘッド、大
電力用を含む高周波トランス、可飽和リアクトル、コモ
ンモードチョークコイル、ノーマルモードチョークコイ
ル、高電圧パルス用ノイズフィルタ、レーザ電源などに
用いられる磁気スイッチなど高周波で用いられる磁性コ
ア、電流センサー、方位センサー、セキュリティセンサ
ーなどの各種センサー用の磁性材料など、磁性部品用の
合金として優れた特性を有している。

本発明のＦｅ基軟磁性合金用いた磁性コアとしては、超
微細結晶粒を有するＦｅ基軟磁性合金薄帯巻回体や積層
体などが例示される。これら磁性コアは、必要に応して
薄帯の少なくとも片面に絶縁層を設けることによって層
間絶縁を行う。

この絶縁層は、たとえばＭｇＯ粉末やＳ　ｉｏ　２粉末
を付着させることによって形成したり、金属アルコキン
ド溶液の塗布、焼成（結晶粒析出のための熱処理で可）
によって形成する。また、エポキン系樹脂を含浸させる
ことによっても、同様な効果か得られる。この樹脂含浸
は、カットコアなどを作製する際に有効である。さらに
樹脂含浸は、絶縁処理ばかりでなく、さび防止や耐環境
性の向上などにも寄与する。なお、耐環境性の向上は、
磁性コアをケースに収納したり、ボビンに巻くことなど
によっても達成される。

さらに、Ｆｅ基軟磁性合金薄帯絶縁フィルムとともに巻
回し、層間絶縁を行ってもよい。この方法は、レーザー
電源用磁気圧縮回路に用いられる場合などに有効である
。ここで用いる絶縁フィルムとしては、ポリイミド系、
ポリエステル系、ガラス繊維系などか例示されるが、本
発明で用いる薄帯は、通常、脆化した状態で優れた軟磁
気特性か得られるため、ポリイミド系フィルムを用いる
ことが好ましい。

また、磁性コアを形成する場合、特に巻回による場合に
は、巻き始めおよび巻き終りに端末処理を施すことが好
ましい。これによって、熱処理操作などにおける不都合
か防止される。端末処理としては、レーサー照射、スポ
ット溶接などによる局部的層間接着やポリイミド系など
の耐熱性フィルムによる接着などが用いられる。

（実施例） 以下に、本発明の実施例について説明する。

実施例１ 式二Ｆｅ７３（Ｃｕ２０）ＩＮｂ３Ｓｉ１４Ｂ９で表さ
れる組成を有する母合金を１４００℃に加熱して溶融し
、溶融状態のＦｅ基合金およびセラミックス材料とを含
有する溶湯を作製した。次いで、この溶湯を単ロール法
によって急冷してアモルファス化し、幅１０■×板厚１
８μ■の長尺なアモルファス薄帯を得た。なお、このア
モルファス薄帯の結晶化温度（昇温速度１０ｄｅｇ／ｗ
ｉｎで測定）は、５０７℃てあった。

次に、上記アモルファス薄帯を巻回し、外径１８１１１
１＋１Ｘ内径１２■×高さ　５■のトロイダルコアを複
数成形した。これら複数のトロイダルコアに対して、窒
素雰囲気中において各種温度条件下で１時間の熱処理を
施し、超微細結晶粒を析出させて磁性コアを作製した。

以下、上記実施例１における特性評価について述べる。

まず、各磁性コアの１００ｋＨｚ、　２ｋＧての鉄損と
１ｋｌｌｚでの初透磁率を、Ｕ関数針およびＬＣＲメー
ターを用いて測定した。その結果を第１図に示す。

なお、本発明との比較のために、Ｆｅ７３Ｃｕ１Ｎｂ３
析出させ、磁性コアを作製した。この比較例による磁性
コアについても同様に１００ｋＨｚ、　２ｋＧでの鉄損
と１ｋＨｚでの初透磁率を測定した。その結果を同様に
第１図に示す。

第１図から明らかなように、上記実施例による磁性コア
においては、広い温度範囲で低鉄損および高透磁率か得
られているのに対し、比較例による磁性コアでは低鉄損
および高透磁率を得るための最適熱処理範囲か狭いこと
か分る。なお、飽和磁束密度は１３．２ｋＧであった。

次に、上記実施例において、５８０℃で熱処理を行った
磁性コアの熱処理前（急冷後）の薄帯と熱処理を施して
磁性コアとして得た後の薄帯に対し、それぞれＸ線回折
を行った。それらのＸ線回折パターンを第２図（熱処理
前：第２図（ａ）、熱処理後：第２図（ｂ））に示す。

また、６５０℃て熱処理を施した試料に対しても同様に
Ｘ線回折を行いパターンを第３図に示す。

第２図から明らかなように、熱処理以前にはアモルファ
ス状態になっており、５８０℃による熱処理後にはｂｃ
ｃ−Ｆｅ固溶体のみの回折線か認められる。

また、低角度側に規則格子に基づく回折線も認められる
。一方、６５０℃による熱処理では、第３図に示すよう
に、ｂｃｃ相以外にＦｅ　　Ｂ　、　Ｆｅ２３Ｂ　６、
Ｃｕ２Ｏの回折線が見られ、上述した磁気特性の劣化と
一致している。

また、上記Ｘ線回折ピークの半値幅から、上記５８０℃
で熱処理を行った磁性コアにおける結晶粒径を求めたと
ころ、９．４ｒ＋ｎ＋てあった。この値は透過型電子顕
微鏡によって測定した値とほぼ一致した。また、透過型
電子顕微鏡による拡大像（２０万倍）から合金組織中の
微細結晶粒か占める面積比を求めたところ、９０％であ
った。

実施例２ 第１表に示す各組成のアモルファス薄帯をそれぞれ実施
例１と同様にして作製し、これら各薄帯に各アモルファ
ス薄帯の結晶化温度に対して＋５０℃の温度で１．５時
間の熱処理を行った。

このようにして得た各Ｆｅ基軟磁性合金薄帯特性を実施
例１と同様にして求めた。それらの測定結果を同様に急
冷したセンダスト薄帯の測定結果と併せて第１表に示す
。

第　　１　　表 幻、Ｘ線回折ピークの半値幅から測定。

本２　；　１ｏｏｋＨｚ、　２ｋＧの条件で測定。

零３．ストレインゲージにて測定。

（以下余白） （第１表つづき） 第１表のＡ―ｊ定結果から明らかなように、実施例２に
よるＰｃ基軟磁性合金薄帯、極めて微細な結晶粒を有し
、低鉄損、低磁歪が得られていることか分る。

実施例３ 第２表に示す各組成のアモルファス薄帯をそれぞれ実施
例１と同様にして作製し、これら各薄帯に各アモルファ
ス薄帯の結晶化温度に対して＋８０℃の温度で１時間の
熱処理を行った。

このようにして得た各Ｆｅ基軟磁性合金薄帯特性を実施
例１と同様にして求めた。それらの〕１定結果を同様に
急冷したセンダスト薄帯のＣＩ定定結上併せて第２表に
示す。

（以下余白） 第２表の測定結果から明らかなように、実施例３による
Ｐｅ基軟磁性合金薄帯、極めて微細な結晶粒を有し、低
鉄損、低磁歪か得られていることか分る。

実施例４ 第３表に示す各組成のアモルファス薄帯をそれぞれ実施
例１と同様にして作製し、これら各薄帯に各アモルファ
ス薄帯の結晶化温度に対して＋６０℃の温度で２時間の
熱処理を行った。

このようにして得た各Ｆｅ基軟磁性合金薄帯特性を実施
例１と同様にして求めた。それらの測定結果を同様に急
冷したセンダスト薄帯の測定結果と併せて第３表に示す
。

（以下余白） 第 表 第３表の測定結果から明らかなように、実施例４による
Ｆｅ基軟磁性合金薄帯、極めて微細な結晶粒を有し、低
鉄損、低磁歪か得られていることか分る。

［発明の効果コ 以上説明したように本発明によれば、高周波域において
低鉄損、高飽和磁束密度、低磁歪を満足し、かつ安価で
汎用性に優れたＦｅ基軟磁性合金提供することか可能と
なる。そして、本発明のＦｅ基軟磁性合金、その軟磁気
特性が広範囲な熱処理条件下で得られるため、安定供給
か可能となり、トロイダル状あるいは各種スイッチング
電源用磁性部品、パルス圧縮回路用可飽和コア、磁気ヘ
ッド、各種センサー、磁気ンールドなどに有効である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一実施例および比較例による磁性コア
の熱処理温度と磁気特性との関係を示すグラフ、第２図
（ａ）は本発明に用いた合金薄帯の熱処理前のＸ線回折
パターンを示す図、第２図（ｂ）は本発明に用いた合金
薄帯に最適熱処理を施した時のＸ線回折パターンを示す
図、第３図は本発明に用いた合金薄帯を６５０℃で熱処
理した時のＸ線回折パターンを示す図である。 出願人　　　　　　株式会社　東芝

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）一般式： Ｆｅ＿１＿０＿０−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ＾Ｘａ＾Ｍ
   ｂ＾Ｍ′ｃ＾Ａｄ＾Ｓｉｅ＾Ｚｆ（式中、Ｘは急冷体作
   製時に溶融可能なセラミックス材料から選ばれた少なく
   とも１種の化合物を、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ
   、Ｔａ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷから選ばれた少なくとも１
   種の元素を、Ｍ′はＭｎ、白金族元素、Ａｇ、Ａｕ、Ｚ
   ｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、希土類元素から選ばれた
   少なくとも１種の元素を、ＡはＣｏおよびＮｉから選ば
   れた少なくとも１種の元素を、ＺはＢ、Ｃ、ＰおよびＧ
   ｅから選ばれた少なくとも１種の元素を表し、ａ、ｂ、
   ｃ、ｄ、ｅおよびｆは、下記の式を満足する数である。 ただし、下記式中の全ての数字はａｔ％を示す。 ０．１≦ａ≦５ ０．１≦ｂ≦１０ ０≦ｃ≦１０ ０≦ｄ≦４０ ５≦ｅ≦２５ ２≦ｆ≦２０ １２≦ｅ＋ｆ≦３０。） で実質的に表される組成を有し、かつ面積比で組織の５
   ０％以上が微細結晶粒により構成されていることを特徴
   とするＦｅ基軟磁性合金。 （２）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金において、前記
   微細結晶粒の平均粒径が５０ｎｍ以下であることを特徴
   とするＦｅ基軟磁性合金。 （３）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金において、前記
   微細結晶粒は、主としてｂｃｃ−Ｆｅ固溶体からなり、
   かつその少なくとも一部が規則相であることを特徴とす
   るＦｅ基軟磁性合金。 （４）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金において、前記
   Ｘは、ＣｕＯ、ＣＵ＿２Ｏ、ＳｎＯ＿２、Ｂｉ＿２Ｏ＿
   ３、ＷＯ＿３、Ｔａ＿２Ｏ＿５、Ｎｂ＿２Ｏ＿５、Ｍｏ
   Ｏ＿３、ＭｎＯ、ＧｅＯ＿２、Ｇａ＿２Ｏ＿３およびＣ
   ｄＯから選ばれた少なくとも１種の酸化物であることを
   特徴とするＦｅ基軟磁性合金。 （５）溶融状態のＦｅ基合金およびセラミックス材料と
   を含有する溶湯を急冷する工程と、 前記急冷工程で得た急冷体に、該急冷体の結晶化温度付
   近あるいはそれ以上の温度で熱処理を施し、組織内に微
   細結晶粒を析出させる工程とを有することを特徴とする
   Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法。 （６）請求項５記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法にお
   いて、 前記溶湯の組成が、 一般式： Ｆｅ＿１＿０＿０−ａ−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ＾Ｘａ＾Ｍ
   ｂ＾Ｍ′ｃ＾Ａｄ＾Ｓｉｅ＾Ｚｆ（式中、Ｘは　急冷体
   作製時に溶融可能なセラミックス材料から選ばれた少な
   くとも１種の化合物を、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
   ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷから選ばれた少なくとも
   １種の元素を、Ｍ′はＭｎ、白金族元素、Ａｇ、Ａｕ、
   Ｚｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、希土類元素から選ばれ
   た少なくとも１種の元素を、ＡはＣｏおよびＮｉから選
   ばれた少なくとも１種の元素を、ＺはＢ、Ｃ、Ｐおよび
   Ｇｅから選ばれた少なくとも１種の元素を表し、ａ、ｂ
   、ｃ、ｄ、ｅおよびｆは、下記の式を満足する数である
   。ただし、下記式中の全ての数字はａｔ％を示す。 ０．１≦ａ≦５ ０．１≦ｂ≦１０ ０≦ｃ≦１０ ０≦ｄ≦４０ ５≦ｅ≦２５ ２≦ｆ≦２０ １２≦ｅ＋ｆ≦３０。） で実質的に表されることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金
   の製造方法。 （７）請求項５記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法にお
   いて、 前記熱処理は、前記急冷体の昇温速度１０ｄｅｇ／ｍｉ
   ｎで測定した結晶化温度に対し、−５０℃〜＋２００℃
   の範囲の温度で行うことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金
   の製造方法。 （８）請求項５記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法にお
   いて、 前記熱処理によって、平均粒径５０ｎｍ以下の微細結晶
   粒を面積比で組織の５０％以上となるように析出させる
   ことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。 （９）請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金を巻回あるいは
   積層してなることを特徴とする磁性コア。