JPH0448053A - Ｆｅ基軟磁性合金とその製造方法およびそれを用いた磁心 - 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〕 （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基軟磁性合金その製造方法およびそれを用いた磁心
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−Ａｌ−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
Ｆｎ性材料としてアモルファス合金が最近注目を集めて
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コイルな
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Ｃｏ基アモルファ
ス合金は、高周波域で低鉄損、高角形比が得られるなど
、特性的には優れているものの、比較的高価で汎用性に
乏しいという難点がある。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が比
較的大きく、また磁歪振動によってノイズの発生が太き
いなどの難点がある。

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Ｆ、ｅ基
軟磁性合金が提案されている（特開昭６３−３２０５０
４号公報、同６４−７９３４２号公報など参照）。この
Ｆｅ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。

（発明が解決しようとする課題） 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で熱処
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が比較的狭く、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
ー量が大きいため、熱処理時に設定温度範囲を超える危
険性が高く、これによって軟磁気特性の劣化を招きやす
いという難点があった。　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、かつこれら特性が
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Ｆｅｅ基軟磁性合金その製造方法、および
それを用いた磁心を提供することを目的とするものであ
る。

［発明の構成］ （課題を解決するための手段と作用） すなわち本発明のＦｅｅ基軟磁性合金、一般式： ％式％ （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、Ｈｆ５Ｖ、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、Ｚｎ、　Ａ
Ｉ、　Ｇａ、Ｉｎ５Ｓｎ、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、２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、ｆおよびｇ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≦５ ０、１≦Ｃ≦１０ ０≦ｄ≦１０ ０≦ｅ≦４０ ５≦ｆ≦２５ ２≦ｇ≦２０ １２≦ｆ＋ｇ≦３０゜以下同じ。） 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
とするものである。

また、本発明のＦｅｅ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Ｆｅｅ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であればその効
果が得られるが、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
ると酸化物が好ましい。

このような酸化物としては、Ｃｕｂ、Ｃｕ　　Ｏ１Ｓｎ
Ｏ、Ｂｉ　　Ｏ、ＷＯ、Ｔａ　　０Ｎｂ　Ｏ、ＭｏＯ、
ＭｎＯ、Ｇｅｍ□ Ｇａ２０３、ＣｄＯなどが例示され、特にＣｕ２Ｏ，Ｃ
ｕＯ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
．１ａｔ％〜５ａｔ％の範囲とする。Ｘのより好ましい
含有量は０．３　ａ　ｔ％〜４ａｔ％の範囲である。

Ｃｕは、Ｘと同様に、熱処理によって微細な結晶粒を比
較的低温で析出させ、がっ結晶粒の粗大化を抑制し、軟
磁気特性の向上に有効な元素である。Ｃｕの含有量が、
０．１ａｔ％未渦では前記効果が得られにくく、また５
ａｔ％以上では薄帯の長尺化が困難となるためその範囲
は ０．１ａｔ％〜５ａｔ％とする。Ｃｕのより好ましい含
有量は０．３ａｔ％〜４ａｔ％の範囲であり、さらにＸ
とＣｕの含有量を合わせて０．５ａｔ％〜８ａｔ％の範
囲が好ましい。

Ｍは、ＸおよびＣｕ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２
としてＢを用いた場合のＦｅ　　ＢやＦ　ｅ　２３　Ｂ
　６などの析出を抑制するものである。

上記したＭ元素のうち、大気中で作製する場合は、特に
Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖが好ましい。

これらＭ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、１０ａｔ％を超えるとアモル
ファス化することが困難となるため、Ｍの含有量は０．
１ａｔ％〜１０ａｔ％の範囲とする。Ｍのより好ましい
含有量は ０．５ａｔ％〜８ａｔ％の範囲である。

またＭ′　は、微細結晶粒が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７、Ｍ′の含有量があまり多いと、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′元素のうち、特に白金族元素は耐食性の改
善に有効であり、またＡＩ、Ｇａは微細結晶粒の主相で
あるｂｅｅ−Ｆｅ固溶体の安定化に有効である。　Ｓｉ
および２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Ｓｉは、微細粒の主成分である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がが小
さくなり、比較的粗大な結晶粒が析出しやすくなるため
、５ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲とする。また、Ｓｉの含
有量が１２ａｔ％〜２゜ａｔ％の範囲で磁歪が零となる
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が困難となり、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が劣化しや
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が薄帯作製の容易さの観点
から好ましい。なお、Ｓｉと２との合計量は１２ａｔ％
〜３０ａｔ％の範囲が好ましく、またＳｉ　／Ｈ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、Ｆｅ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、Ｓ、　Ｎ
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、本発明の効果を損なう
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％以上が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、ｂｅｅ−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が存在する場
合に、優れた軟磁気特性が得られる。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、微細結晶粒の存在が面積比で５０％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基軟磁性合金中に存在する微細結晶粒は、
上記（Ｉ）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、５０
ｎｍ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
ス材料がＦｅとほとんど固溶しないことから、セラミッ
クス材料が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が抑制されるた
めに起こるものと考えられる。

そして、本発明のＦｅ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、軟磁気特性が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
がより小さくなり、これが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が軟磁気特性を向上さ
せるものであり、平均結晶粒径が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、平均結晶粒径が２０ｎｍ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ックス材料を
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（Ｉ）
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（Ｉ）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）式の組成がらＸを除いた母合金を作製し
、この母合金とセラミックス材料とを上記（Ｉ）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
よびセラミックス材料の融点以上に加熱して溶融する。

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が、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３μｍ〜１１００ｐ、線状とする場合に
は線径２００ｐｍ以下、粉末状とする場合はその長径が
１〜５００ｐｍかつアスペクト比（長径／板厚）を５〜
１５，０００の範囲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が好ましい。

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が可能である。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ｂｅｅ−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
現性よく得ることが可能となる。なお、実際の設定温度
は、熱処理時の温度上昇（結晶化による発熱）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一２
０℃〜＋１５０℃の範囲とすることが好ましい。

なお、本発明でいう結晶化温度は、昇温速度１０　ｄ　
ｅ　ｇ　／　ｍ　ｉ　ｎ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が、通常２分〜２４時間
の範囲が好ましい。熱処理時間が２分未満では結晶粒の
析出を充分に行うことが困難であり、また２４時間を超
えるとｂｅｅ−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、急冷で徐冷でもよく、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、微細結晶粒が析出しなＦｅ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、交流磁場のいずれでもよく、ま
た磁場の印加方向は、薄帯軸方向、輻方向、板厚方向の
いずれでもよく、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、たとえば磁気ヘッド、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、平滑チョークコイル、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
で用いられる磁心、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心としては、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。これら磁心は、必要に応じて薄帯の少
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Ｓｉｏ２粉末を（
−１着させることによって形成したり、金属アルコキシ
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、エポキシ系樹脂を含浸させる
ことによっても、同様な効果が得られる。この樹脂含浸
け、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、
磁心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基軟磁性合金薄帝を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、ガラス繊維系などが例示されるが、
本発明で用いる薄帯は、通常１、脆化した状態で優れた
軟磁気特性が得られるため、ポリイミド系フィルムを用
いることが好ましい。

また、磁心を形成する場合、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が防
止される。端末処理としては、レーザー照射、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：Ｆｅ　　（ＣｕＯ）　　（Ｃｕ　２０　）　０．５
　Ｃｕ　１ＮｂＳｉＢ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、ＩＨ１０ｍｍＸ　板厚１８ｐｍ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１０　ｄ　ｅ　ｇ　／　ｍ　ｉ　ｎ
で測定）は、４９５℃であつた。

次に、上記アモルファス薄帯を巻回し、外径１８ｒｎｍ
Ｘ内径１２ｍｍＸ高さ５ｍｍ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、超微細結晶粒を析呂させて磁心を作製した。

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、各磁心の１００ｋＨｚ、２ｋＧでの鉄損と１．　
ｋ　Ｈｚでの初透磁率を、Ｕ関数計および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、Ｆｅ７３Ｃｕ１Ｎ　ｂ
　ａ　Ｓ　１１４　Ｂ　９組成を有するアモルファス薄
帯を用いて、上記実施例と同様に熱処理を行って微細結
晶粒を析出させ、磁心を作製した。この比較例による磁
心についても同様に１００ｋＩ（ｚ、２ｋＧでの鉄損と
１　ｋ　Ｈｚ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心にお
いては、広い温度範囲で低鉄損および高透磁率が得られ
ているのに対し、比較例による磁心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が狭いことが分る。

なお、飽和磁束密度は１．３．２ｋＧであった。

次に、上記実施例において、５８０℃で熱処理を行った
磁心の熱処理前（急冷後）の薄帯と熱処理を施して磁心
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、６
５０’Ｃで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ｂｅ
ｅ−Ｆｅ固溶体のみの回折線も認められる。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、６
５０℃による熱処理では、第３図に示すように、ｂｃｃ
相以外にＦｅＢ、Ｆｅ２３Ｂ６、ＣｕＯ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線回折ピークの半価幅から、上記５８０℃
で熱処理を行った磁心における結晶粒径を求めたところ
、９．０ｎｍであった。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。なお、比較例における
結晶粒径は１６ｎｍであった。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
が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からなる磁心を
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
。

（以下余白） 第 表 キトＸ線回折ピークの半価幅から測定。

”２　：　１００ｋＨｚ、２ｋＧの条件で測定。

′ｈ３ ストレインゲージにてンｐす定。

（第１表つづき） （Ｌ・Ａ１４？′、白） 第１表の測定結果から明らかなように、実施例２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、低磁歪が得られていることが分る。

実施例３ 第２表に示す各組成のアモルファス薄％からなる磁心を
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基軟磁性合金薄帝の特性を実
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２表に示
す。

（以下余白） （し々ｖ６≧５　） 第２表の測定結果から明らかなように、実施例３による
Ｆｅ基軟磁性合金薄帯、極めて微細な結晶を有し、低鉄
損、低磁歪が得られていることが分る。

実施例４ 第３表に示す各組成のアモルファス薄帯からなるをそれ
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３表の測定結果から明らかのように、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、低磁歪が得られていることが分かる。

［発明の効果］ 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が可能と
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
が可能となり、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、
磁気シ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心の熱
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。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）一般式： Ｆｅ＿１＿０＿０＿−＿ａ＿−＿ｂ＿−＿ｃ＿−＿ｄ＿
   −＿ｅ＿−＿ｆ＿−＿ｇＸ＿ａＣｕ＿ｂＭ＿ｃＭ´＿ｄ
   Ａ＿ｅＳｉ＿ｆＺｇ（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、Ｚｎ、Ａｌ、Ｇ
   ａ、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、
   ｆおよびｇ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≦５ ０．１≦ｃ≦１０ ０≦ｄ≦１０ ０≦ｅ≦４０ ５≦ｆ≦２５ ２≦ｇ≦２０ １２≦ｆ＋ｇ≦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＿−＿ｇＸ＿ａＣｕ＿ｂＭ＿ｃＭ＿ｄＡ
   ＿ｅＳｉ＿ｆＺ＿ｇ（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、Ｚｎ、Ａｌ、Ｇ
   ａ、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、
   ｆおよびｇ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≦５ ０．１≦ｃ≦１０ ０≦ｄ≦１０ ０≦ｅ≦４０ ５≦ｆ≦２５ ２≦ｇ≦２０ １２≦ｆ＋ｇ≦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、前記急冷体の昇温温度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心。