JPH093608A - Ｆｅ基軟磁性合金およびＦｅ基軟磁性合金薄帯 - Google Patents
Ｆｅ基軟磁性合金およびＦｅ基軟磁性合金薄帯Info
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- JPH093608A JPH093608A JP7147838A JP14783895A JPH093608A JP H093608 A JPH093608 A JP H093608A JP 7147838 A JP7147838 A JP 7147838A JP 14783895 A JP14783895 A JP 14783895A JP H093608 A JPH093608 A JP H093608A
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- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
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- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、高い保磁力と透磁率を維持したま
まで磁歪を調整できるとともに、コアロスが少なく、ｔ
ａｎδの値を小さくできるＦｅ系軟磁性合金を提供する
ことを目的とする。 【構成】 本発明は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１
種または２種以上が固溶したＦｅを主成分とするｂｃｃ
相と、Ｂを含む非晶質相とを具備してなり、更にＴｉ、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２
種以上の元素Ｍを含み、前記ｂｃｃ相の組織の少なくと
も５０％以上を平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶
粒から構成してなり、全体として磁歪がほぼゼロである
ことを特徴とするものである。
まで磁歪を調整できるとともに、コアロスが少なく、ｔ
ａｎδの値を小さくできるＦｅ系軟磁性合金を提供する
ことを目的とする。 【構成】 本発明は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１
種または２種以上が固溶したＦｅを主成分とするｂｃｃ
相と、Ｂを含む非晶質相とを具備してなり、更にＴｉ、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２
種以上の元素Ｍを含み、前記ｂｃｃ相の組織の少なくと
も５０％以上を平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶
粒から構成してなり、全体として磁歪がほぼゼロである
ことを特徴とするものである。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、トランスのコア材等に
用いられるＦｅ基軟磁性合金およびそれを用いて構成さ
れた薄帯に関するものである。
用いられるＦｅ基軟磁性合金およびそれを用いて構成さ
れた薄帯に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】磁気ヘッド、トランス、チョークコイル
等に用いられる軟磁性合金において、一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである。 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が高いこと。 低保磁力であること。 薄い形状が得やすいこと。 従って、軟磁性合金あるいは磁気ヘッドを製造する場
合、これらの観点から種々の合金系において材料研究が
なされている。従来、前述の用途に対しては、センダス
ト（Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ合金）、パーマロイ（Ｆｅ-Ｎｉ合
金）、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦ
ｅ基およびＣｏ基の非晶質合金も使用されるようになっ
てきている。
等に用いられる軟磁性合金において、一般的に要求され
る諸特性は以下の通りである。 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が高いこと。 低保磁力であること。 薄い形状が得やすいこと。 従って、軟磁性合金あるいは磁気ヘッドを製造する場
合、これらの観点から種々の合金系において材料研究が
なされている。従来、前述の用途に対しては、センダス
ト（Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ合金）、パーマロイ（Ｆｅ-Ｎｉ合
金）、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦ
ｅ基およびＣｏ基の非晶質合金も使用されるようになっ
てきている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかるに、磁気ヘッド
の場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化
に対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性
材料が望まれている。また、トランス、チョークコイル
の場合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化
が必要であるため、より高性能の磁性材料が望まれてい
る。ところが、前述のセンダストは、軟磁気特性には優
れているものの、飽和磁束密度が約１１ｋＧと低い欠点
があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる合金
組成においては、飽和磁束密度が約８ｋＧと低い欠点が
あり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気特性
に劣る欠点がある。
の場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化
に対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性
材料が望まれている。また、トランス、チョークコイル
の場合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化
が必要であるため、より高性能の磁性材料が望まれてい
る。ところが、前述のセンダストは、軟磁気特性には優
れているものの、飽和磁束密度が約１１ｋＧと低い欠点
があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる合金
組成においては、飽和磁束密度が約８ｋＧと低い欠点が
あり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気特性
に劣る欠点がある。
【０００４】更に、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は
軟磁気特性に優れているものの、飽和磁束密度が１０ｋ
Ｇ程度と不十分である。また、Ｆｅ基合金は飽和磁束密
度が高く、１５ｋＧあるいはそれ以上のものが得られる
が、軟磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱
安定性は充分でなく、未だ未解決の面がある。前述のご
とく高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備すること
は難しい。
軟磁気特性に優れているものの、飽和磁束密度が１０ｋ
Ｇ程度と不十分である。また、Ｆｅ基合金は飽和磁束密
度が高く、１５ｋＧあるいはそれ以上のものが得られる
が、軟磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱
安定性は充分でなく、未だ未解決の面がある。前述のご
とく高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備すること
は難しい。
【０００５】一方、従来、高飽和磁束密度を有し、低鉄
損のトランス用合金として、特開平１ー２４２７５７号
公報に開示されているように、 一般式（Ｆｅ 1-a Ｍ5 a）100-x-y-z-t Ｃｕx Ｓｉy Ｂ
z Ｍ6t （ただし、Ｍ5は、Ｃｏおよび／またはＮｉであり、Ｍ6
は、Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴｉから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、組成
比a，x，y，z，t はそれぞれ原子％で、０≦a≦０.３、
０.１≦x≦３、０≦y≦１７、４≦z≦１７、１０≦y＋z
≦２８、０.１≦t≦５を満たす。）なる組成を示し、組
織の少なくとも５０％が微細な結晶粒からなり、前記結
晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が１０００Å以下
の平均粒径を有する合金が知られている。
損のトランス用合金として、特開平１ー２４２７５７号
公報に開示されているように、 一般式（Ｆｅ 1-a Ｍ5 a）100-x-y-z-t Ｃｕx Ｓｉy Ｂ
z Ｍ6t （ただし、Ｍ5は、Ｃｏおよび／またはＮｉであり、Ｍ6
は、Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴｉから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、組成
比a，x，y，z，t はそれぞれ原子％で、０≦a≦０.３、
０.１≦x≦３、０≦y≦１７、４≦z≦１７、１０≦y＋z
≦２８、０.１≦t≦５を満たす。）なる組成を示し、組
織の少なくとも５０％が微細な結晶粒からなり、前記結
晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が１０００Å以下
の平均粒径を有する合金が知られている。
【０００６】前述の微細結晶合金は、特公平４ー４３９
３号公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示
されているような、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系の非晶質合金を出発
材料として開発されたものである。Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系合金
において、組織を非晶質化する元素はＳｉとＢであり、
実用上十分な熱安定性を備えた合金のＦｅ含有量は７０
〜８０原子％である。この非晶質合金は、従来のＦｅ-
Ｓｉ系合金よりも優れた磁気特性を有しているものであ
った。前記の特許出願に係る微細結晶合金は、Ｆｅ-Ｓ
ｉ-Ｂ合金にＣｕと元素Ｍを添加したＦｅ-Ｍ1-Ｃｕ-Ｓ
ｉ-Ｂ-Ｍ7系のものであり、ここで元素Ｍ7 はＮｂ，
Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏから選択される少な
くとも１種の元素である。この系の合金において、Ｃｕ
を含有させることは必須の条件であり、Ｃｕの添加によ
り、非晶質中に揺らぎを生じさせて微細結晶粒を生成さ
せ、組織を微細化することができるとされている。ま
た、Ｃｕを含有させない場合は、結晶粒を微細化するこ
とは難しく、化合物相が生成され易くなって磁気特性が
劣化することが前述の特許公報に記載されている。
３号公報（Ｕ.Ｓ.Ｐ. Ｎｏ. ５,１６０,３７９）に開示
されているような、Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系の非晶質合金を出発
材料として開発されたものである。Ｆｅ-Ｓｉ-Ｂ系合金
において、組織を非晶質化する元素はＳｉとＢであり、
実用上十分な熱安定性を備えた合金のＦｅ含有量は７０
〜８０原子％である。この非晶質合金は、従来のＦｅ-
Ｓｉ系合金よりも優れた磁気特性を有しているものであ
った。前記の特許出願に係る微細結晶合金は、Ｆｅ-Ｓ
ｉ-Ｂ合金にＣｕと元素Ｍを添加したＦｅ-Ｍ1-Ｃｕ-Ｓ
ｉ-Ｂ-Ｍ7系のものであり、ここで元素Ｍ7 はＮｂ，
Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏから選択される少な
くとも１種の元素である。この系の合金において、Ｃｕ
を含有させることは必須の条件であり、Ｃｕの添加によ
り、非晶質中に揺らぎを生じさせて微細結晶粒を生成さ
せ、組織を微細化することができるとされている。ま
た、Ｃｕを含有させない場合は、結晶粒を微細化するこ
とは難しく、化合物相が生成され易くなって磁気特性が
劣化することが前述の特許公報に記載されている。
【０００７】更にこの系の合金においては、ＣｕとＮｂ
との相互作用により結晶粒の成長を抑えることができ
る。従ってＮｂもしくはＣｕの単独添加のみでは、結晶
粒の成長は抑えられないことから、ＮｂとＣｕの複合添
加は必須であるとされている。このことは、日本金属学
会誌第５３巻第２号（１９８９年）の第２４１頁〜第２
４８頁において、先に記載した特許出願の発明者らが発
表した内容において述べられている。なお、前記特公平
４ー４３９３号公報の第２０図の組成図から、この系の
合金においてＳｉ＝０であれば、低磁歪が得られないこ
とがわかり、Ｓｉは磁歪を小さくする効果があるので、
磁歪を小さくするためにはＳｉの添加は必須である。
との相互作用により結晶粒の成長を抑えることができ
る。従ってＮｂもしくはＣｕの単独添加のみでは、結晶
粒の成長は抑えられないことから、ＮｂとＣｕの複合添
加は必須であるとされている。このことは、日本金属学
会誌第５３巻第２号（１９８９年）の第２４１頁〜第２
４８頁において、先に記載した特許出願の発明者らが発
表した内容において述べられている。なお、前記特公平
４ー４３９３号公報の第２０図の組成図から、この系の
合金においてＳｉ＝０であれば、低磁歪が得られないこ
とがわかり、Ｓｉは磁歪を小さくする効果があるので、
磁歪を小さくするためにはＳｉの添加は必須である。
【０００８】このような従来技術に対し本願発明者ら
は、全く異なる観点から、全く異なる成分系の材料を用
いて軟磁性材料の開発を進めており、その中に、前記セ
ンダスト、パーマロイ、けい素鋼などの従来技術に鑑み
て先に特許出願している特公昭６０ー３０７３４号公報
に見られるＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系合金がある。こ
のＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系の合金は、非晶質形成能
力の大きいＺｒを添加しているので、Ｚｒの添加量を少
なくしても非晶質化を図ることができ、Ｆｅの濃度を９
０％以上とすることが可能である。更にＺｒと同様な非
晶質形成元素としてＨｆを用いることができるものであ
った。ところがこの系においてＦｅ濃度が高い合金のキ
ュリー点は、室温付近であるがために、磁心材料として
は実用的な合金ではなかった。
は、全く異なる観点から、全く異なる成分系の材料を用
いて軟磁性材料の開発を進めており、その中に、前記セ
ンダスト、パーマロイ、けい素鋼などの従来技術に鑑み
て先に特許出願している特公昭６０ー３０７３４号公報
に見られるＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系合金がある。こ
のＦｅ（Ｃｏ，Ｎｉ）-Ｚｒ系の合金は、非晶質形成能
力の大きいＺｒを添加しているので、Ｚｒの添加量を少
なくしても非晶質化を図ることができ、Ｆｅの濃度を９
０％以上とすることが可能である。更にＺｒと同様な非
晶質形成元素としてＨｆを用いることができるものであ
った。ところがこの系においてＦｅ濃度が高い合金のキ
ュリー点は、室温付近であるがために、磁心材料として
は実用的な合金ではなかった。
【０００９】次に本願発明者らは、Ｆｅ-Ｈｆ系の非晶
質合金を特殊な方法で一部結晶化させることで、平均結
晶粒径１０〜２０ｎｍ程度の微細結晶組織を得ることが
できることを知見し、１９８０年に、「CONFERENCE ON
METALLIC SCIENCE AND TECHNO-LOGY BUDAPEST 」の第２
１７頁〜第２２１頁において発表している。この発表時
の技術から鑑みると、Ｆｅ-Ｈｆ系合金においてはＣｕ
等の元素を添加しなくとも組織の微細化が起こり得るこ
とが示唆される。このメカニズムについては明らかでは
ないが、非晶質合金を作成する場合の急冷状態で既に組
織のゆらぎが存在し、このゆらぎが不均一核生成のサイ
トとなって均一かつ微細な核が多数生成するものと考え
られる。
質合金を特殊な方法で一部結晶化させることで、平均結
晶粒径１０〜２０ｎｍ程度の微細結晶組織を得ることが
できることを知見し、１９８０年に、「CONFERENCE ON
METALLIC SCIENCE AND TECHNO-LOGY BUDAPEST 」の第２
１７頁〜第２２１頁において発表している。この発表時
の技術から鑑みると、Ｆｅ-Ｈｆ系合金においてはＣｕ
等の元素を添加しなくとも組織の微細化が起こり得るこ
とが示唆される。このメカニズムについては明らかでは
ないが、非晶質合金を作成する場合の急冷状態で既に組
織のゆらぎが存在し、このゆらぎが不均一核生成のサイ
トとなって均一かつ微細な核が多数生成するものと考え
られる。
【００１０】前述の通りＦｅ-Ｈｆ系の合金は、非晶質
状態では良好な磁気特性を示さない。しかしこの合金
が、非磁性添加元素を必要とせずに微細化することを考
慮すると、Ｆｅ-Ｈｆ系非晶質合金を出発材料とするこ
とで、従来にない高いＦｅ濃度の微細結晶合金が得ら
れ、従って先のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ系の微細結晶合金よりもさ
らに高い飽和磁束密度を持つ新合金の出現が期待され
る。そこで本発明者らが更に研究を進めた結果、粒成長
を抑えるためには、Ｆｅ-Ｍ（メタル）系微結晶合金の
熱的安定性を高める必要があり、更に、粒成長の障壁と
なり得る熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させること
が必要であり、そのような観点から非晶質合金の熱的安
定性を高める元素であるＢに着目して研究を進めた。そ
の結果として本発明者らは先に、前記の課題を解決した
高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金を特開平５ー９３２４
９号（特願平２−１０８３０８号）において平成２年４
月２４日付けで特許出願している。
状態では良好な磁気特性を示さない。しかしこの合金
が、非磁性添加元素を必要とせずに微細化することを考
慮すると、Ｆｅ-Ｈｆ系非晶質合金を出発材料とするこ
とで、従来にない高いＦｅ濃度の微細結晶合金が得ら
れ、従って先のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ系の微細結晶合金よりもさ
らに高い飽和磁束密度を持つ新合金の出現が期待され
る。そこで本発明者らが更に研究を進めた結果、粒成長
を抑えるためには、Ｆｅ-Ｍ（メタル）系微結晶合金の
熱的安定性を高める必要があり、更に、粒成長の障壁と
なり得る熱的に安定な非晶質相を粒界に残存させること
が必要であり、そのような観点から非晶質合金の熱的安
定性を高める元素であるＢに着目して研究を進めた。そ
の結果として本発明者らは先に、前記の課題を解決した
高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金を特開平５ー９３２４
９号（特願平２−１０８３０８号）において平成２年４
月２４日付けで特許出願している。
【００１１】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
であった。 （Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素
であり、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含
み、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、f
≦０.０５、g≦９２原子％、h＝０.５〜１６原子％、i
＝４〜１０原子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
であった。 （Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素
であり、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含
み、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、f
≦０.０５、g≦９２原子％、h＝０.５〜１６原子％、i
＝４〜１０原子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
【００１２】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。 Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素
であり、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含
み、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、g
≦９２原子％、h＝０.５〜１６原子％、i＝４〜１０原
子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。 Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2j 但しＴ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素
であり、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含
み、Ｔ2は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、g
≦９２原子％、h＝０.５〜１６原子％、i＝４〜１０原
子％、j＝０.２〜４.５原子％である。
【００１３】更に本発明者らは、前記合金の発展型の合
金として、特開平４ー３３３５４６号（特願平２−２３
０１３５号）明細書において平成２年８月３１日付けで
以下に示す組成の合金について特許出願を行なってい
る。この特許出願に係る合金の１つは、次式で示される
組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であ
った。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｔy 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか又は両方であり、Ｔ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含み、ａ≦
０.０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝
４〜９原子％である。
金として、特開平４ー３３３５４６号（特願平２−２３
０１３５号）明細書において平成２年８月３１日付けで
以下に示す組成の合金について特許出願を行なってい
る。この特許出願に係る合金の１つは、次式で示される
組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であ
った。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｔy 但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれか又は両方であり、Ｔ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから
なる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且
つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、または両方を含み、ａ≦
０.０５、ｂ≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝
４〜９原子％である。
【００１４】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とするもの
である。 Ｆｅb Ｂx Ｔy 但しＴは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であ
り、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｂ
≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子
％である。次に、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結
果、先に出願した特開平５ー９３２４９号に記載の軟磁
性合金について更に研究を進め、これらの系に添加する
元素の中でもＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、ＧａをＦｅのｂｃｃ相
中に固溶させたものが磁歪を調整できることを知見し本
発明に到達した。
は、次式で示される組成からなることを特徴とするもの
である。 Ｆｅb Ｂx Ｔy 但しＴは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であ
り、且つ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｂ
≦９３原子％、ｘ＝０.５〜８原子％、ｙ＝４〜９原子
％である。次に、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結
果、先に出願した特開平５ー９３２４９号に記載の軟磁
性合金について更に研究を進め、これらの系に添加する
元素の中でもＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、ＧａをＦｅのｂｃｃ相
中に固溶させたものが磁歪を調整できることを知見し本
発明に到達した。
【００１５】本発明の目的は、前記特許出願の軟磁性合
金を発展させて高飽和磁束密度と高透磁率を維持したま
まで磁歪を調整できるとともに、コアロスが少なく、ｔ
ａｎδの値を小さくできるＦｅ系軟磁性合金を提供する
ことである。
金を発展させて高飽和磁束密度と高透磁率を維持したま
まで磁歪を調整できるとともに、コアロスが少なく、ｔ
ａｎδの値を小さくできるＦｅ系軟磁性合金を提供する
ことである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】請求項１に記載のＦｅ系
軟磁性合金は上記課題を解決するためにＳｉ、Ａｌ、Ｇ
ｅ、Ｇａのうち、１種または２種以上が固溶したＦｅを
主成分とするｂｃｃ相と、Ｂを含む非晶質相とを具備し
てなり、更にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち１種または２種以上の元素Ｍを含み、前記ｂｃｃ
相の組織の少なくとも５０％以上を平均結晶粒径３０ｎ
ｍ以下の微細な結晶粒から構成し、全体として磁歪をほ
ぼゼロにしてなるものである。請求項２に記載のＦｅ系
軟磁性合金は上記課題を解決するために、請求項１記載
のＦｅ基軟磁性合金を次式で表される組成としたもので
ある。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、ａ
＝０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５〜１８
原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下であ
る。
軟磁性合金は上記課題を解決するためにＳｉ、Ａｌ、Ｇ
ｅ、Ｇａのうち、１種または２種以上が固溶したＦｅを
主成分とするｂｃｃ相と、Ｂを含む非晶質相とを具備し
てなり、更にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち１種または２種以上の元素Ｍを含み、前記ｂｃｃ
相の組織の少なくとも５０％以上を平均結晶粒径３０ｎ
ｍ以下の微細な結晶粒から構成し、全体として磁歪をほ
ぼゼロにしてなるものである。請求項２に記載のＦｅ系
軟磁性合金は上記課題を解決するために、請求項１記載
のＦｅ基軟磁性合金を次式で表される組成としたもので
ある。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、ａ
＝０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５〜１８
原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下であ
る。
【００１７】請求項３に記載のＦｅ系軟磁性合金は上記
課題を解決するために、請求項１記載のＦｅ基軟磁性合
金を次式で表される組成としたものである。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z Ｍ3d 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元素であり、組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｄは、ａ＝０〜０.２、
ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５〜１８原子％、ｙ＝
４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下、ｄ＝４.５原子％
以下である。
課題を解決するために、請求項１記載のＦｅ基軟磁性合
金を次式で表される組成としたものである。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z Ｍ3d 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元素であり、組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｄは、ａ＝０〜０.２、
ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５〜１８原子％、ｙ＝
４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下、ｄ＝４.５原子％
以下である。
【００１８】請求項４に記載のＦｅ系軟磁性合金は上記
課題を解決するために、請求項１記載のＦｅ基軟磁性合
金を次式で表される組成としたものである。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z Ｍ3d Ｍ4e 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ4
は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒのうち１種または２種以上
の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｄ、
ｅは、ａ＝０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.
５〜１８原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以
下、ｄ＝４.５原子％以下、ｅ＝５原子％以下である。
課題を解決するために、請求項１記載のＦｅ基軟磁性合
金を次式で表される組成としたものである。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z Ｍ3d Ｍ4e 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ4
は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒのうち１種または２種以上
の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｄ、
ｅは、ａ＝０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.
５〜１８原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以
下、ｄ＝４.５原子％以下、ｅ＝５原子％以下である。
【００１９】請求項５に記載のＦｅ系軟磁性合金は上記
課題を解決するために、請求項２〜４のいずれかに記載
のＭ1として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種または２種
以上の元素であり、ｘ＝６.５〜１８原子％としたもの
である。請求項７に記載のＦｅ系軟磁性合金薄帯は、請
求項２〜４のいずれかのＦｅ基軟磁性合金により形成さ
れたものである。請求項７に記載のＦｅ系軟磁性合金薄
帯は、上記課題を解決するために、請求項２〜４のいず
れかに記載のＦｅ基軟磁性合金により形成された薄帯の
表面荒さＲzを４〜８μｍ、最大表面荒さＲmaxを６〜１
０μｍとしたものである。
課題を解決するために、請求項２〜４のいずれかに記載
のＭ1として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種または２種
以上の元素であり、ｘ＝６.５〜１８原子％としたもの
である。請求項７に記載のＦｅ系軟磁性合金薄帯は、請
求項２〜４のいずれかのＦｅ基軟磁性合金により形成さ
れたものである。請求項７に記載のＦｅ系軟磁性合金薄
帯は、上記課題を解決するために、請求項２〜４のいず
れかに記載のＦｅ基軟磁性合金により形成された薄帯の
表面荒さＲzを４〜８μｍ、最大表面荒さＲmaxを６〜１
０μｍとしたものである。
【００２０】
【作用】Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種
以上がＦｅのｂｃｃ相に固溶すると、磁歪をほぼゼロに
することが可能になる。また、このｂｃｃ相と、Ｂを含
む非晶質相とを具備してなり、更にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素
Ｍを含み、前記ｂｃｃ相の組織の少なくとも５０％以上
を平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶粒から構成し
たものは、磁歪が少ない上に、高い飽和磁束密度と優れ
た透磁率を示すので、優れた軟磁性合金となり、トラン
スのコア用として好適となる。
以上がＦｅのｂｃｃ相に固溶すると、磁歪をほぼゼロに
することが可能になる。また、このｂｃｃ相と、Ｂを含
む非晶質相とを具備してなり、更にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素
Ｍを含み、前記ｂｃｃ相の組織の少なくとも５０％以上
を平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶粒から構成し
たものは、磁歪が少ない上に、高い飽和磁束密度と優れ
た透磁率を示すので、優れた軟磁性合金となり、トラン
スのコア用として好適となる。
【００２１】この種のＦｅ基軟磁性合金においては、
（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zなる組成式で示され、
Ｑは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であり、Ｍ
1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの
うち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2は、Ｓｉ、
Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上の元素であ
り、ａ＝０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５
〜１８原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下
の範囲としたものが低い磁歪を有し、高い飽和磁束密度
と高い透磁率を発揮する。
（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zなる組成式で示され、
Ｑは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であり、Ｍ
1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの
うち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2は、Ｓｉ、
Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上の元素であ
り、ａ＝０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５
〜１８原子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下
の範囲としたものが低い磁歪を有し、高い飽和磁束密度
と高い透磁率を発揮する。
【００２２】また、この種のＦｅ基軟磁性合金におい
て、（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3dなる組成式で
示され、前記の組成範囲に加え、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元
素であり、ｄ＝４.５原子％以下である範囲としたもの
が低い磁歪を有し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を発
揮する。更に、この種のＦｅ基軟磁性合金において、
（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3d Ｍ4eなる組成式で
示され、前記の組成範囲に加え、Ｍ4は、Ｃｒ、Ｒｕ、
Ｒｈ、Ｉｒのうち１種または２種以上の元素であり、ｅ
＝５原子％以下である範囲としたものが低い磁歪を有
し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を発揮する。
て、（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3dなる組成式で
示され、前記の組成範囲に加え、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、
Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元
素であり、ｄ＝４.５原子％以下である範囲としたもの
が低い磁歪を有し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を発
揮する。更に、この種のＦｅ基軟磁性合金において、
（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3d Ｍ4eなる組成式で
示され、前記の組成範囲に加え、Ｍ4は、Ｃｒ、Ｒｕ、
Ｒｈ、Ｉｒのうち１種または２種以上の元素であり、ｅ
＝５原子％以下である範囲としたものが低い磁歪を有
し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を発揮する。
【００２３】更に、前記Ｆｅ基合金の元素Ｍ1として、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種または２種以上とし、ｘ＝
６.５〜１８原子％の範囲としたものも低い磁歪を有
し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を発揮する。更にま
た、前記Ｆｅ基軟磁性合金により薄帯を得ることがで
き、この薄帯の表面荒さＲzを４〜８μｍ、最大表面荒
さＲmaxを６〜１０μｍとすることで、トロイダル型の
トランスコア用として好適なものとなる。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種または２種以上とし、ｘ＝
６.５〜１８原子％の範囲としたものも低い磁歪を有
し、高い飽和磁束密度と高い透磁率を発揮する。更にま
た、前記Ｆｅ基軟磁性合金により薄帯を得ることがで
き、この薄帯の表面荒さＲzを４〜８μｍ、最大表面荒
さＲmaxを６〜１０μｍとすることで、トロイダル型の
トランスコア用として好適なものとなる。
【００２４】以下に本発明を詳細に説明する。本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金は、前記組成の非晶質合金あるいは非
晶質相を含む結晶質合金を溶湯から急冷することにより
得る工程あるいはスパッタ法あるいは蒸着法等の気相急
冷法により得る工程と、これらの工程で得られたものを
加熱後冷却し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程（ア
ニール工程）を実施することによって通常得ることがで
きる。本発明の軟磁性合金にはＢが必ず添加されてい
る。Ｂには軟磁性合金の非晶質形性能を高める効果、お
よび前記熱処理工程において、磁気特性に悪影響を及ぼ
す化合物相の生成を制御する効果があると考えられ、こ
のためＢ添加は必須である。
Ｆｅ基軟磁性合金は、前記組成の非晶質合金あるいは非
晶質相を含む結晶質合金を溶湯から急冷することにより
得る工程あるいはスパッタ法あるいは蒸着法等の気相急
冷法により得る工程と、これらの工程で得られたものを
加熱後冷却し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程（ア
ニール工程）を実施することによって通常得ることがで
きる。本発明の軟磁性合金にはＢが必ず添加されてい
る。Ｂには軟磁性合金の非晶質形性能を高める効果、お
よび前記熱処理工程において、磁気特性に悪影響を及ぼ
す化合物相の生成を制御する効果があると考えられ、こ
のためＢ添加は必須である。
【００２５】また、前記Ｆｅ基軟磁性合金において、非
晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の高いＺ
ｒ、Ｈｆのいずれかを含むことが好ましい。従ってこれ
らのＺｒとＨｆを含む場合にＢの添加量を少なくするこ
とができるので、Ｂ含有量を０.５〜１８原子％の広い
範囲とすることができる。そして、Ｚｒ、Ｈｆはその一
部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうちの１種または２種以上と置換するこ
とができ、その場合にも同等の効果を得ることができ
る。しかしながら、Ｚｒ、Ｈｆ以外の元素を元素Ｍ1の
１種として添加する場合、Ｚｒ、Ｈｆ以外の元素の非晶
質形成能力が低いために、Ｂの添加量を６.５〜１８原
子％の範囲とすることが好ましい。これらの元素の中で
もＮｂとＴａは、融点の高い金属材料であって熱的に安
定であり、製造時に酸化しづらいものである。
晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の高いＺ
ｒ、Ｈｆのいずれかを含むことが好ましい。従ってこれ
らのＺｒとＨｆを含む場合にＢの添加量を少なくするこ
とができるので、Ｂ含有量を０.５〜１８原子％の広い
範囲とすることができる。そして、Ｚｒ、Ｈｆはその一
部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうちの１種または２種以上と置換するこ
とができ、その場合にも同等の効果を得ることができ
る。しかしながら、Ｚｒ、Ｈｆ以外の元素を元素Ｍ1の
１種として添加する場合、Ｚｒ、Ｈｆ以外の元素の非晶
質形成能力が低いために、Ｂの添加量を６.５〜１８原
子％の範囲とすることが好ましい。これらの元素の中で
もＮｂとＴａは、融点の高い金属材料であって熱的に安
定であり、製造時に酸化しづらいものである。
【００２６】よって、これら元素をＺｒ、Ｈｆに代えて
添加している場合、あるいはＺｒ、Ｈｆを少なくして前
記元素を多くした場合には、先に本願発明者らが特許出
願している材料においてＨｆやＺｒを主体とするものよ
りも製造条件が容易で安価に製造することができ、ま
た、コストの面でも有利である。即ち、先に本願発明者
から特許出願している合金においては、真空雰囲気中に
おいて不活性ガスを供給して酸化に留意しつつ製造する
必要があったが、前記融点の高い材料を添加した場合
は、製造条件を緩くすることができる。具体的には、ノ
ズル先端部に不活性ガスを部分的に供給しつつ、大気中
で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することができる
ようになる。
添加している場合、あるいはＺｒ、Ｈｆを少なくして前
記元素を多くした場合には、先に本願発明者らが特許出
願している材料においてＨｆやＺｒを主体とするものよ
りも製造条件が容易で安価に製造することができ、ま
た、コストの面でも有利である。即ち、先に本願発明者
から特許出願している合金においては、真空雰囲気中に
おいて不活性ガスを供給して酸化に留意しつつ製造する
必要があったが、前記融点の高い材料を添加した場合
は、製造条件を緩くすることができる。具体的には、ノ
ズル先端部に不活性ガスを部分的に供給しつつ、大気中
で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することができる
ようになる。
【００２７】更に、本発明においては、添加する元素Ｍ
2として、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２
種以上を５原子％以下含有することが好ましい。これら
は半金属元素として知られるものであるが、本発明の合
金においてはこれらの半金属元素がＦｅを主成分とする
ｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶している。それらの
元素の含有量が５原子％を超えると磁歪が大きくなる
か、飽和磁束密度が低下するか、透磁率が低下するので
好ましくない。
2として、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２
種以上を５原子％以下含有することが好ましい。これら
は半金属元素として知られるものであるが、本発明の合
金においてはこれらの半金属元素がＦｅを主成分とする
ｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶している。それらの
元素の含有量が５原子％を超えると磁歪が大きくなる
か、飽和磁束密度が低下するか、透磁率が低下するので
好ましくない。
【００２８】次に本発明のＦｅ基軟磁性合金において添
加する元素Ｍ3として、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉの１種または２種以上を４.５原子％以下含有
させることができる。これらの元素の添加により、軟磁
気特性が改善される機構については明らかではないが、
結晶化温度を示差熱分析法により測定したところ、上記
Ｃｕ、Ａｇ等の元素を添加した結晶化温度は、添加しな
い合金に比べてやや低い温度であると認められた。これ
は前記元素の添加により非晶質が不均一となり、その結
果、非晶質の安定性が低下したことに起因すると考えら
れる。不均一な非晶質相が結晶化する場合、部分的に結
晶化しやすい領域が多数でき不均一核生成するため、得
られる組成が微細結晶粒組織となると考えられる。
加する元素Ｍ3として、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉの１種または２種以上を４.５原子％以下含有
させることができる。これらの元素の添加により、軟磁
気特性が改善される機構については明らかではないが、
結晶化温度を示差熱分析法により測定したところ、上記
Ｃｕ、Ａｇ等の元素を添加した結晶化温度は、添加しな
い合金に比べてやや低い温度であると認められた。これ
は前記元素の添加により非晶質が不均一となり、その結
果、非晶質の安定性が低下したことに起因すると考えら
れる。不均一な非晶質相が結晶化する場合、部分的に結
晶化しやすい領域が多数でき不均一核生成するため、得
られる組成が微細結晶粒組織となると考えられる。
【００２９】以上の観点から上記元素以外の元素でも結
晶化温度を低下させる元素には、同様の効果が期待でき
る。また、Ｆｅに対する固溶度が著しく低い元素である
場合についても、相分離傾向があるため、加熱によりミ
クロな組成ゆらぎが生じ、非晶質相が不均一となる傾向
が顕著になると考えられ、組織の微細化に寄与するもの
と考えられる。しかしながら、Ｃｕ、Ａｇなどの元素の
添加量が４.５原子％を越えるようであると、軟磁気特
性、飽和磁束密度等の磁気特性が劣化するために好まし
くない。
晶化温度を低下させる元素には、同様の効果が期待でき
る。また、Ｆｅに対する固溶度が著しく低い元素である
場合についても、相分離傾向があるため、加熱によりミ
クロな組成ゆらぎが生じ、非晶質相が不均一となる傾向
が顕著になると考えられ、組織の微細化に寄与するもの
と考えられる。しかしながら、Ｃｕ、Ａｇなどの元素の
添加量が４.５原子％を越えるようであると、軟磁気特
性、飽和磁束密度等の磁気特性が劣化するために好まし
くない。
【００３０】次に本発明のＦｅ基軟磁性合金において添
加する元素Ｍ4として、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの１種
または２種以上を５原子％以下含有させることができ
る。これらの元素は、耐食性向上の目的で添加するもの
で、添加量が５原子％を越えるようであると、磁気特性
が劣化するため好ましくない。
加する元素Ｍ4として、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒの１種
または２種以上を５原子％以下含有させることができ
る。これらの元素は、耐食性向上の目的で添加するもの
で、添加量が５原子％を越えるようであると、磁気特性
が劣化するため好ましくない。
【００３１】更に、本発明合金におけるＦｅ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ量は、７５〜９３原子％である。これは、ｂが９３原
子％を超えると高い透磁率が得られないためであるが、
飽和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが７５原
子％以上であることが好ましいのでこのような範囲とし
た。
ｏ量は、７５〜９３原子％である。これは、ｂが９３原
子％を超えると高い透磁率が得られないためであるが、
飽和磁束密度１０ｋＧ以上を得るためには、ｂが７５原
子％以上であることが好ましいのでこのような範囲とし
た。
【００３２】一方前記急冷法で得られた各組成の合金薄
帯を巻回することでトロイダル型等の磁気コアを得るこ
とができる。前記各組成のＦｅ基軟磁性合金により形成
された薄帯であるならば、後述する如く表面荒さＲzを
４〜８μｍ、最大表面荒さＲmaxを６〜１０μｍとした
凹凸の小さい薄帯を得ることができる。また、この薄帯
は、表面の凹凸が少ないので、トロイダル型のトランス
コア用として薄帯を巻回してコアを構成しても、薄帯間
の隙間を小さくすることができ、単位体積あたりに占め
る軟磁性材料の割合を大きくできるので、損失の少ない
好適なコアを得ることができる。
帯を巻回することでトロイダル型等の磁気コアを得るこ
とができる。前記各組成のＦｅ基軟磁性合金により形成
された薄帯であるならば、後述する如く表面荒さＲzを
４〜８μｍ、最大表面荒さＲmaxを６〜１０μｍとした
凹凸の小さい薄帯を得ることができる。また、この薄帯
は、表面の凹凸が少ないので、トロイダル型のトランス
コア用として薄帯を巻回してコアを構成しても、薄帯間
の隙間を小さくすることができ、単位体積あたりに占め
る軟磁性材料の割合を大きくできるので、損失の少ない
好適なコアを得ることができる。
【００３３】
【実施例】以下に、本発明の軟磁性合金の組成限定理由
について実施例をもって詳細に説明する。以下の各実施
例に示す合金は、単ロール液体急冷法により作成した。
即ち、１つの回転している鋼製ロール上に置かれたノズ
ルより溶融金属をアルゴンガスの圧力により前記ロール
上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。以上のように作成
した薄帯の幅は約１５ｍｍであり、厚さは約２０〜４０
μmであった。透磁率は、薄帯を加工し、外径１０ｍ
ｍ、内径６ｍｍのリング状としたもの、または、幅１ｍ
ｍ、長さ６０ｍｍの短冊状の試料を用い、インダクタン
ス法により測定した。実効透磁率（μｅ）の測定条件は
１０ｍＯｅ、１ｋＨｚとした。なお、特に規定しない限
り以下に示す実施例では、６００℃〜７００℃の温度で
１時間加熱した後に焼き鈍しを行った後の磁気特性を示
す。
について実施例をもって詳細に説明する。以下の各実施
例に示す合金は、単ロール液体急冷法により作成した。
即ち、１つの回転している鋼製ロール上に置かれたノズ
ルより溶融金属をアルゴンガスの圧力により前記ロール
上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。以上のように作成
した薄帯の幅は約１５ｍｍであり、厚さは約２０〜４０
μmであった。透磁率は、薄帯を加工し、外径１０ｍ
ｍ、内径６ｍｍのリング状としたもの、または、幅１ｍ
ｍ、長さ６０ｍｍの短冊状の試料を用い、インダクタン
ス法により測定した。実効透磁率（μｅ）の測定条件は
１０ｍＯｅ、１ｋＨｚとした。なお、特に規定しない限
り以下に示す実施例では、６００℃〜７００℃の温度で
１時間加熱した後に焼き鈍しを行った後の磁気特性を示
す。
【００３４】Ｆｅ90-xＺｒ7Ｂ3Ａｌxなる組成系のＦｅ
基軟磁性合金試料を前記液体急冷法で作成し、得られた
ものを急冷した試料と６００℃に加熱後３.６ｋｓで徐
冷して熱処理して得た試料のそれぞれにおいてＡｌの含
有量に対する磁歪（λｓ）を測定し、次いで、熱処理し
た試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）と実効透磁率（μｅ）の
値を測定した。それぞれの測定結果を図１に示す。
基軟磁性合金試料を前記液体急冷法で作成し、得られた
ものを急冷した試料と６００℃に加熱後３.６ｋｓで徐
冷して熱処理して得た試料のそれぞれにおいてＡｌの含
有量に対する磁歪（λｓ）を測定し、次いで、熱処理し
た試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）と実効透磁率（μｅ）の
値を測定した。それぞれの測定結果を図１に示す。
【００３５】図１に示す結果から、Ｆｅ90-xＺｒ7Ｂ3Ａ
ｌxなる組成系のＦｅ基軟磁性合金試料にＡｌを添加す
る場合、磁歪はＡｌ添加量が多くなるにつれて大きくな
り、５原子％以下とする場合に磁歪の値がゼロ近くにな
ることが明らかである。また、Ａｌ添加量２原子％にお
いて磁歪はほぼゼロとなる。即ち、Ａｌ添加量を５原子
％以下にすることで磁歪を２.５×１０-6以下にするこ
とができる。更に、磁歪をほぼゼロと見なし得る程度に
低くするためには、Ａｌ添加量を０〜３原子％の範囲に
することがより好ましいことが明らかである。これは、
Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相にＡｌが固溶し、ｂｃｃ相
の磁歪が次第に大きくなっていったことによるものであ
るものと考えられる。
ｌxなる組成系のＦｅ基軟磁性合金試料にＡｌを添加す
る場合、磁歪はＡｌ添加量が多くなるにつれて大きくな
り、５原子％以下とする場合に磁歪の値がゼロ近くにな
ることが明らかである。また、Ａｌ添加量２原子％にお
いて磁歪はほぼゼロとなる。即ち、Ａｌ添加量を５原子
％以下にすることで磁歪を２.５×１０-6以下にするこ
とができる。更に、磁歪をほぼゼロと見なし得る程度に
低くするためには、Ａｌ添加量を０〜３原子％の範囲に
することがより好ましいことが明らかである。これは、
Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相にＡｌが固溶し、ｂｃｃ相
の磁歪が次第に大きくなっていったことによるものであ
るものと考えられる。
【００３６】また、図１に示す結果から、飽和磁束密度
はＡｌ添加量の増大とともに低下しＡｌ添加量が５原子
％を越えると１.５Ｔ（テスラ）を下回る。従って、飽
和磁束密度を１.５Ｔ以上にするためには、Ａｌ添加量
を５原子％以下に設定する必要があることが明らかであ
る。更に、実効透磁率はＡｌの添加量が１０原子％を越
えると１００００を下回るために、実効透磁率を１００
００以上にするためには、Ａｌの添加量を１０原子％以
下にしなくてはならない。以上の結果を鑑み、本発明で
はＡｌの添加量を５原子％以下とすることが好ましいと
判断した。
はＡｌ添加量の増大とともに低下しＡｌ添加量が５原子
％を越えると１.５Ｔ（テスラ）を下回る。従って、飽
和磁束密度を１.５Ｔ以上にするためには、Ａｌ添加量
を５原子％以下に設定する必要があることが明らかであ
る。更に、実効透磁率はＡｌの添加量が１０原子％を越
えると１００００を下回るために、実効透磁率を１００
００以上にするためには、Ａｌの添加量を１０原子％以
下にしなくてはならない。以上の結果を鑑み、本発明で
はＡｌの添加量を５原子％以下とすることが好ましいと
判断した。
【００３７】次に、Ｆｅ88Ｚｒ7Ｂ3Ａｌ2なる組成の試
料とＦｅ89Ｚｒ7Ｂ2Ａｌ2なる組成の試料の磁歪と飽和
磁束密度と実効透磁率について製造後の熱処理温度依存
性を測定した結果を図２に示す。図２に示す結果から、
熱処理温度を５５０℃〜６５０℃の範囲で処理した試料
において磁歪がゼロ近くになっており、この熱処理温度
範囲では飽和磁束密度が高く、実効透磁率の値も高いこ
とが明らかである。図２に示す結果から磁歪をゼロ近く
とし、飽和磁束密度を１.５Ｔ近傍あるいはそれ以上と
し、実効透磁率を１００００以上とするには、５５０〜
６５０℃の範囲で熱処理することが好ましいことが明ら
かである。
料とＦｅ89Ｚｒ7Ｂ2Ａｌ2なる組成の試料の磁歪と飽和
磁束密度と実効透磁率について製造後の熱処理温度依存
性を測定した結果を図２に示す。図２に示す結果から、
熱処理温度を５５０℃〜６５０℃の範囲で処理した試料
において磁歪がゼロ近くになっており、この熱処理温度
範囲では飽和磁束密度が高く、実効透磁率の値も高いこ
とが明らかである。図２に示す結果から磁歪をゼロ近く
とし、飽和磁束密度を１.５Ｔ近傍あるいはそれ以上と
し、実効透磁率を１００００以上とするには、５５０〜
６５０℃の範囲で熱処理することが好ましいことが明ら
かである。
【００３８】図３はコアロスの周波数依存性を測定した
結果を示す。図３に示す結果から明らかなように、Ｆｅ
83Ｎｂ7Ｂ9Ｇａ1、Ｆｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ａｌ1なる組成を示す
本発明の合金試料では、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成を有
する比較例のＦｅ基非晶質合金試料あるいはＧａ、Ａｌ
を添加していないＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成を有する比較
例試料よりもいずれの周波数においても、コアロスが低
減されていることが明らかである。
結果を示す。図３に示す結果から明らかなように、Ｆｅ
83Ｎｂ7Ｂ9Ｇａ1、Ｆｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ａｌ1なる組成を示す
本発明の合金試料では、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13なる組成を有
する比較例のＦｅ基非晶質合金試料あるいはＧａ、Ａｌ
を添加していないＦｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成を有する比較
例試料よりもいずれの周波数においても、コアロスが低
減されていることが明らかである。
【００３９】図４はＦｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｘ1（Ｘ＝Ｇｅ、Ｇ
ａ、Ａｌ）なる組成の試料と、元素Ｘを添加していない
Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の試料におけるμ'（透磁率
（実部））の値およびｔａｎδ（誘電正接）の値の周波
数依存性を測定した結果を示す。 図４から明らかなよ
うに、μ'の値は、Ｇａ、Ｇｅを添加した試料において
は向上している。また、ｔａｎδの値はＡｌを添加した
試料については広い周波数領域において低減され、Ｇ
ａ、Ｇｅを添加した試料についても低周波数領域におい
て低減されている。以上のことから、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｌ
を添加することでμ'の値を向上でき、ｔａｎδの値を
低減できることが明らかである。
ａ、Ａｌ）なる組成の試料と、元素Ｘを添加していない
Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組成の試料におけるμ'（透磁率
（実部））の値およびｔａｎδ（誘電正接）の値の周波
数依存性を測定した結果を示す。 図４から明らかなよ
うに、μ'の値は、Ｇａ、Ｇｅを添加した試料において
は向上している。また、ｔａｎδの値はＡｌを添加した
試料については広い周波数領域において低減され、Ｇ
ａ、Ｇｅを添加した試料についても低周波数領域におい
て低減されている。以上のことから、Ｇｅ、Ｇａ、Ａｌ
を添加することでμ'の値を向上でき、ｔａｎδの値を
低減できることが明らかである。
【００４０】図５はＦｅ90-xＺｒ7Ｂ3Ｓｉxなる組成を
有する合金試料のＳｉ量を０〜１５原子％の範囲で変化
させた場合の実効透磁率（μｅ）と飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）と磁歪（λｓ）の値を示す。図５から明らかなよう
に、６００℃にて熱処理した試料では、Ｓｉ含有量が３
原子％付近で磁歪がゼロになり、更にＳｉ添加量を増加
させても磁歪は大きくならないが、Ｓｉ添加量が５原子
％を越えると透磁率で１００００を飽和磁束密度で１.
５Ｔを下回るために好ましくない。従ってほぼゼロの磁
歪と高い飽和磁束密度および高い実効透磁率を得るため
には、Ｓｉの添加量を５原子％以下とすることが好まし
く、２〜５原子％の範囲とすることがより好ましいこと
が明らかである。
有する合金試料のＳｉ量を０〜１５原子％の範囲で変化
させた場合の実効透磁率（μｅ）と飽和磁束密度（Ｂ
ｓ）と磁歪（λｓ）の値を示す。図５から明らかなよう
に、６００℃にて熱処理した試料では、Ｓｉ含有量が３
原子％付近で磁歪がゼロになり、更にＳｉ添加量を増加
させても磁歪は大きくならないが、Ｓｉ添加量が５原子
％を越えると透磁率で１００００を飽和磁束密度で１.
５Ｔを下回るために好ましくない。従ってほぼゼロの磁
歪と高い飽和磁束密度および高い実効透磁率を得るため
には、Ｓｉの添加量を５原子％以下とすることが好まし
く、２〜５原子％の範囲とすることがより好ましいこと
が明らかである。
【００４１】図６はＦｅ86Ｚｒ7Ｂ3Ｓｉ4、Ｆｅ87Ｚｒ7
Ｂ2Ｓｉ4なる組成を有する本発明の試料における熱処理
による透磁率、飽和磁束密度、磁歪の変化を示す。図６
に示す結果から明らかなように、５５０〜６５０℃の範
囲の熱処理温度でほぼゼロの磁歪と１.５Ｔ以上の飽和
磁束密度と１００００以上の透磁率が得られることがわ
かる。以上の測定結果のように、本発明におけるＦｅ基
軟磁性合金の磁歪がゼロになるのは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ａ、Ｇｅなどの半金属元素を添加することによって組織
の大部分を占めるＦｅ主成分のｂｃｃ相の磁歪がほぼゼ
ロになるためであると考えられる。これにより、本発明
の軟磁性合金を磁心などに利用する場合、樹脂モールド
による軟磁気特性の劣化を防止することができる。ま
た、液体急冷法により本発明の軟磁性合金を製造する場
合、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅなどの元素が添加されてい
る合金は、これらの元素が添加されていない合金よりも
同じ吹き出し温度で製造した場合にノズルの劣化が少な
く、ノズルの交換が少なくて済む特徴がある。従って大
量生産の場合にノズル交換の機会を少なくして工数の削
減を果たすことができ、製造コストも削減できる効果が
ある。
Ｂ2Ｓｉ4なる組成を有する本発明の試料における熱処理
による透磁率、飽和磁束密度、磁歪の変化を示す。図６
に示す結果から明らかなように、５５０〜６５０℃の範
囲の熱処理温度でほぼゼロの磁歪と１.５Ｔ以上の飽和
磁束密度と１００００以上の透磁率が得られることがわ
かる。以上の測定結果のように、本発明におけるＦｅ基
軟磁性合金の磁歪がゼロになるのは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ａ、Ｇｅなどの半金属元素を添加することによって組織
の大部分を占めるＦｅ主成分のｂｃｃ相の磁歪がほぼゼ
ロになるためであると考えられる。これにより、本発明
の軟磁性合金を磁心などに利用する場合、樹脂モールド
による軟磁気特性の劣化を防止することができる。ま
た、液体急冷法により本発明の軟磁性合金を製造する場
合、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅなどの元素が添加されてい
る合金は、これらの元素が添加されていない合金よりも
同じ吹き出し温度で製造した場合にノズルの劣化が少な
く、ノズルの交換が少なくて済む特徴がある。従って大
量生産の場合にノズル交換の機会を少なくして工数の削
減を果たすことができ、製造コストも削減できる効果が
ある。
【００４２】図７はＦｅ90-xＺｒ7ＳｉxＢ3なる組成の
合金試料薄帯を前記急冷法で製造した場合における表面
荒さ（Ｒz）と最大表面荒さ（Ｒmax）に対するＳｉ添加
量の影響を測定した結果を示す。表面荒さとは、ＪＩＳ
Ｂ’０６０１に規定されている１０点平均荒さを触針
式の表面荒さ計により計測した結果を示し、最大表面荒
さは、触針式の表面荒さ計により計測した最大表面荒さ
を示す。図７に示す結果から明らかなように、この例の
試料では、表面荒さが４〜８μｍの範囲、最大表面荒さ
が６〜１０μｍの範囲であって凹凸が少なく充分に小さ
い範囲であり、滑らかであることが判明した。このよう
に表面荒さの値が小さいものでは、トロイダル型のコア
等を製造するために薄帯を巻回してコイル加工した場合
に、重ねて巻回した薄帯間に隙間が生じ難くなり、コイ
ル加工した場合に単位体積当たりに存在する軟磁性合金
の密度を高くすることができる。
合金試料薄帯を前記急冷法で製造した場合における表面
荒さ（Ｒz）と最大表面荒さ（Ｒmax）に対するＳｉ添加
量の影響を測定した結果を示す。表面荒さとは、ＪＩＳ
Ｂ’０６０１に規定されている１０点平均荒さを触針
式の表面荒さ計により計測した結果を示し、最大表面荒
さは、触針式の表面荒さ計により計測した最大表面荒さ
を示す。図７に示す結果から明らかなように、この例の
試料では、表面荒さが４〜８μｍの範囲、最大表面荒さ
が６〜１０μｍの範囲であって凹凸が少なく充分に小さ
い範囲であり、滑らかであることが判明した。このよう
に表面荒さの値が小さいものでは、トロイダル型のコア
等を製造するために薄帯を巻回してコイル加工した場合
に、重ねて巻回した薄帯間に隙間が生じ難くなり、コイ
ル加工した場合に単位体積当たりに存在する軟磁性合金
の密度を高くすることができる。
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように本発明のＦｅ基軟磁
性合金は、従来の実用合金より優れた飽和磁束密度を示
すとともに、透磁率が従来の実用合金よりも高く、組成
に応じて１００００を超える透磁率が容易に得られると
ともに、１.５Ｔを越える高い飽和磁束密度を示し、更
に低い磁歪を示す。これは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａの
うち１種または２種以上をＦｅのｂｃｃ相に固溶させる
ことで、組織の大半を占めるｂｃｃ相の磁歪をほぼゼロ
にできるためである。また、組成に応じて磁歪を制御す
ることもでき、磁歪をほぼゼロにすることができる。更
に本発明合金は、低周波域においては勿論、高周波域に
至るまで従来合金よりも低いコアロスを実現でき、ｔａ
ｎδの値も小さくすることができ、損失も少なくできる
ので、コア用に使用した場合に高周波域まで使用できる
コアを提供できる。
性合金は、従来の実用合金より優れた飽和磁束密度を示
すとともに、透磁率が従来の実用合金よりも高く、組成
に応じて１００００を超える透磁率が容易に得られると
ともに、１.５Ｔを越える高い飽和磁束密度を示し、更
に低い磁歪を示す。これは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａの
うち１種または２種以上をＦｅのｂｃｃ相に固溶させる
ことで、組織の大半を占めるｂｃｃ相の磁歪をほぼゼロ
にできるためである。また、組成に応じて磁歪を制御す
ることもでき、磁歪をほぼゼロにすることができる。更
に本発明合金は、低周波域においては勿論、高周波域に
至るまで従来合金よりも低いコアロスを実現でき、ｔａ
ｎδの値も小さくすることができ、損失も少なくできる
ので、コア用に使用した場合に高周波域まで使用できる
コアを提供できる。
【００４４】この種のＦｅ基軟磁性合金において、（Ｆ
ｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zなる組成式で示され、ａ＝
０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５〜１８原
子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下の範囲と
したものでは、確実に磁歪をゼロ近くの小さな値にでき
るとともに、１.５Ｔを越える飽和磁束密度を示し、透
磁率が１００００を越え、更にコアロスとｔａｎδの小
さいものが確実に得られる。
ｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zなる組成式で示され、ａ＝
０〜０.２、ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝０.５〜１８原
子％、ｙ＝４〜１０原子％、ｚ＝５原子％以下の範囲と
したものでは、確実に磁歪をゼロ近くの小さな値にでき
るとともに、１.５Ｔを越える飽和磁束密度を示し、透
磁率が１００００を越え、更にコアロスとｔａｎδの小
さいものが確実に得られる。
【００４５】また、この種のＦｅ基軟磁性合金におい
て、（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3dなる組成式で
示され、ｄ＝４.５原子％以下である範囲としたもので
も、確実に磁歪をゼロ近くの小さな値にできるととも
に、１.５Ｔを越える飽和磁束密度を示し、透磁率が１
００００を越え、更にコアロスとｔａｎδの小さいもの
が確実に得られる。更に、この種のＦｅ基軟磁性合金に
おいて、（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3d Ｍ4eなる
組成式で示され、ｅ＝５原子％以下である範囲としたも
のでも、確実に磁歪をゼロ近くの小さな値にできるとと
もに、１.５Ｔを越える飽和磁束密度を示し、透磁率が
１００００を越え、更にコアロスとｔａｎδの小さいも
のが確実に得られる。
て、（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3dなる組成式で
示され、ｄ＝４.５原子％以下である範囲としたもので
も、確実に磁歪をゼロ近くの小さな値にできるととも
に、１.５Ｔを越える飽和磁束密度を示し、透磁率が１
００００を越え、更にコアロスとｔａｎδの小さいもの
が確実に得られる。更に、この種のＦｅ基軟磁性合金に
おいて、（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2zＭ3d Ｍ4eなる
組成式で示され、ｅ＝５原子％以下である範囲としたも
のでも、確実に磁歪をゼロ近くの小さな値にできるとと
もに、１.５Ｔを越える飽和磁束密度を示し、透磁率が
１００００を越え、更にコアロスとｔａｎδの小さいも
のが確実に得られる。
【００４６】また、前記Ｆｅ基合金の元素Ｍ1として、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種または２種以上とし、ｘ＝
６.５〜１８原子％の範囲としたものでも同等の性能の
Ｆｅ基軟磁性合金を得ることができる。以上のことから
本発明の軟磁性合金は、より一層の小型化、高性能化が
要求されているトランス、チョークコイル用、あるい
は、磁気記録媒体の高保磁力化に対応することが必要な
磁気ヘッド用として好適であって、これらの用途に供し
た場合、これらの性能の向上と小型軽量化をなし得る効
果がある。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１種または２種以上とし、ｘ＝
６.５〜１８原子％の範囲としたものでも同等の性能の
Ｆｅ基軟磁性合金を得ることができる。以上のことから
本発明の軟磁性合金は、より一層の小型化、高性能化が
要求されているトランス、チョークコイル用、あるい
は、磁気記録媒体の高保磁力化に対応することが必要な
磁気ヘッド用として好適であって、これらの用途に供し
た場合、これらの性能の向上と小型軽量化をなし得る効
果がある。
【００４７】一方、前記各組成のＦｅ基軟磁性合金によ
り形成された薄帯であるならば、表面荒さＲzを４〜８
μｍ、最大表面荒さＲmaxを６〜１０μｍとした凹凸の
小さい薄帯を得ることができる。また、本発明の薄帯
は、表面の凹凸が少ないので、トロイダル型のトランス
コア用として薄帯を巻回してコアを構成しても、薄帯間
の隙間を小さくすることができ、単位体積あたりに占め
る軟磁性材料の割合を大きくできるので、損失の少ない
好適なコアを得ることができる。
り形成された薄帯であるならば、表面荒さＲzを４〜８
μｍ、最大表面荒さＲmaxを６〜１０μｍとした凹凸の
小さい薄帯を得ることができる。また、本発明の薄帯
は、表面の凹凸が少ないので、トロイダル型のトランス
コア用として薄帯を巻回してコアを構成しても、薄帯間
の隙間を小さくすることができ、単位体積あたりに占め
る軟磁性材料の割合を大きくできるので、損失の少ない
好適なコアを得ることができる。
【図１】本発明に係るＦｅ90-xＺｒ7Ｂ3Ａｌxなる組成
の合金試料の磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する
Ａｌ含有量の影響を示す図である。
の合金試料の磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する
Ａｌ含有量の影響を示す図である。
【図２】本発明に係るＦｅ88Ｚｒ7Ｂ3Ａｌ2なる組成の
合金試料とＦｅ89Ｚｒ7Ｂ2Ａｌ2なる組成の合金試料の
磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する熱処理温度依
存性を示す図である。
合金試料とＦｅ89Ｚｒ7Ｂ2Ａｌ2なる組成の合金試料の
磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する熱処理温度依
存性を示す図である。
【図３】本発明に係るＦｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｇａ1、Ｆｅ83Ｎ
ｂ7Ｂ9Ａｌ1なる組成を示合金試料と、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13
なる組成を有する比較例非晶質合金試料と、Ｆｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成を有する比較例試料のコアロスの周波数依
存性を示す図である。
ｂ7Ｂ9Ａｌ1なる組成を示合金試料と、Ｆｅ78Ｓｉ9Ｂ13
なる組成を有する比較例非晶質合金試料と、Ｆｅ84Ｎｂ
7Ｂ9なる組成を有する比較例試料のコアロスの周波数依
存性を示す図である。
【図４】本発明に係るＦｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｘ1（Ｘ＝Ｇｅ、
Ｇａ、Ａｌ）なる組成の試料と、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組
成の比較例試料におけるμ'の値およびｔａｎδの値の
周波数依存性を示す図である。
Ｇａ、Ａｌ）なる組成の試料と、Ｆｅ84Ｎｂ7Ｂ9なる組
成の比較例試料におけるμ'の値およびｔａｎδの値の
周波数依存性を示す図である。
【図５】本発明に係るＦｅ90-xＺｒ7ＳｉxＢ3なる組成
の合金試料の磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する
Ｓｉ含有量の影響を示す図である。
の合金試料の磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する
Ｓｉ含有量の影響を示す図である。
【図６】本発明に係るＦｅ86Ｚｒ7Ｓｉ4Ｂ3なる組成の
合金試料とＦｅ87Ｚｒ7Ｓｉ4Ｂ2なる組成の合金試料の
磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する熱処理温度依
存性を示す図である。
合金試料とＦｅ87Ｚｒ7Ｓｉ4Ｂ2なる組成の合金試料の
磁歪と飽和磁束密度と実効透磁率に対する熱処理温度依
存性を示す図である。
【図７】本発明に係るＦｅ90-xＺｒ7ＳｉxＢ3なる組成
の合金試料の表面荒さと最大表面荒さに対するＳｉ含有
量の影響を示す図である。
の合金試料の表面荒さと最大表面荒さに対するＳｉ含有
量の影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 000010098 アルプス電気株式会社 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住宅 11−806 (72)発明者 宮内 義浩 東京都中央区銀座２丁目11番８号 日本電 工株式会社内
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種また
は２種以上が固溶したＦｅを主成分とするｂｃｃ相と、
Ｂを含む非晶質相とを具備してなり、更に、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種
以上の元素Ｍを含み、前記ｂｃｃ相の組織の少なくとも
５０％以上を平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶粒
から構成し、全体として磁歪がほぼゼロであることを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項２】 次式で表される組成を有することを特徴
とする請求項１に記載のＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚは、 ａ＝０〜０.２、 ｂ＝７５〜９３原子％、 ｘ＝
０.５〜１８原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝
５原子％以下である。 - 【請求項３】 次式で表される組成を有することを特徴
とする請求項１に記載のＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z Ｍ3d 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元素であり、組成
比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｄは、 ａ＝０〜０.２、 ｂ＝７５〜９３原子％、ｘ＝
０.５〜１８原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝５原子％以下、 ｄ＝
４.５原子％以下である。 - 【請求項４】 次式で表される組成を有することを特徴
とする請求項１に記載のＦｅ基軟磁性合金。 （Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｍ1y Ｍ2z Ｍ3d Ｍ4e 但しＱは、ＮｉおよびＣｏのうち１種または２種であ
り、Ｍ1は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ2
は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち１種または２種以上
の元素であり、Ｍ3は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｂｉのうち１種または２種以上の元素であり、Ｍ4
は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒのうち１種または２種以上
の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｚ、ｄ、
ｅは、 ａ＝０〜０.２、 ｂ＝７５〜９３原子％、 ｘ＝
０.５〜１８原子％、 ｙ＝４〜１０原子％、 ｚ＝５原子％以下、 ｄ＝
４.５原子％以下、 ｅ＝５原子％以下である。 - 【請求項５】 前記Ｍ1は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａのうち１
種または２種以上の元素であり、ｘ＝６.５〜１８原子
％であることを特徴とする請求項２〜４のいずれかに記
載のＦｅ基軟磁性合金。 - 【請求項６】 請求項２〜４のいずれかのＦｅ基軟磁性
合金により形成されたことを特徴とするＦｅ基軟磁性合
金薄帯。 - 【請求項７】 請求項２〜４のいずれかのＦｅ基軟磁性
合金により形成された薄帯の表面荒さＲzが４〜８μ
ｍ、最大表面荒さＲmaxが６〜１０μｍであることを特
徴とするＦｅ基軟磁性合金薄帯。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7147838A JPH093608A (ja) | 1995-06-14 | 1995-06-14 | Ｆｅ基軟磁性合金およびＦｅ基軟磁性合金薄帯 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7147838A JPH093608A (ja) | 1995-06-14 | 1995-06-14 | Ｆｅ基軟磁性合金およびＦｅ基軟磁性合金薄帯 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH093608A true JPH093608A (ja) | 1997-01-07 |
Family
ID=15439400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7147838A Pending JPH093608A (ja) | 1995-06-14 | 1995-06-14 | Ｆｅ基軟磁性合金およびＦｅ基軟磁性合金薄帯 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH093608A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004218037A (ja) * | 2003-01-17 | 2004-08-05 | Hitachi Metals Ltd | 高飽和磁束密度低損失磁性合金ならびにそれを用いた磁性部品 |
| US7067022B2 (en) | 2000-11-09 | 2006-06-27 | Battelle Energy Alliance, Llc | Method for protecting a surface |
-
1995
- 1995-06-14 JP JP7147838A patent/JPH093608A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US8097095B2 (en) * | 2000-11-09 | 2012-01-17 | Battelle Energy Alliance, Llc | Hardfacing material |
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