JPH06322472A

JPH06322472A - Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法

Info

Publication number: JPH06322472A
Application number: JP5190674A
Authority: JP
Inventors: Seisaku Suzuki; 清策鈴木; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Takeshi Masumoto; 健増本; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1992-09-14
Filing date: 1993-07-30
Publication date: 1994-11-22
Anticipated expiration: 2017-04-30
Also published as: US5474624A; JP3279399B2

Abstract

(57)【要約】【構成】Ｆｅを主成分とする非晶質合金に、少なくと
も１.０℃／分以上の昇温速度で加熱する熱処理を施
し、組織の少なくとも５０％以上を体心立方構造の平均
結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶粒からなる組織とす
ることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。【効果】安定して高い透磁率と高い飽和磁束密度を備
えたＦe系軟磁性合金を製造することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、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の製造方
法に関するものであり、特に高飽和磁束密度で軟磁気特
性に優れたＦｅ基軟磁性合金の製造方法に関する。

【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。低磁歪であること。薄い形状が得やすいこと。また、磁気ヘッドに対しては、前記〜に記載の特性
の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要求される。硬度が高いこと。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、
パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近
ではＦｅ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、前記のセンダストは、軟磁気特性には優れる
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（Ｆｅ-Ｓｉ系合金）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】一方、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ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
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。従って前述の
如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】また、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 Ｍ₁ _a）_100-x-y-z-tＣｕ_xＳｉ_y
Ｂ_zＭ₂ _t （ただし、Ｍ₁はＣｏおよび／またはＮｉであり、Ｍ₂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、_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１０００
オングストローム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-Ｍ₃系のものであり、ここで元素Ｍ₃ 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。

【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。

【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 ANDTECHNOLGY BUDAPEST 」の第２１
７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系微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結果、本願発
明に到達した。本発明の目的は、高飽和磁束密度と高透
磁率を兼備し、かつ、高い機械強度と高い熱安定性を併
せ持つ優れたＦｅ基軟磁性合金を製造する方法を提供す
ることである。

【００１１】

【課題を解決するための手段】請求項１記載のＦｅ基軟
磁性合金の製造方法は、Ｆｅを主成分とする非晶質合金
に、少なくとも１.０℃／分以上の昇温速度で加熱する
熱処理を施し、組織の少なくとも５０％以上を体心立方
構造の平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶粒からな
る組織とするものである。

【００１２】請求項２記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方
法は、請求項１記載の熱処理を前記の昇温速度で加熱し
た後に４００〜７５０℃の温度で所定時間保持するもの
としたものである。

【００１３】請求項３記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方
法は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金
に、昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを
特徴とするものである。Ｆｅ _bＢ _xＭ _y 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を
含み、_b＝７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１０原子％、_y
＝４〜９原子％である。

【００１４】請求項４記載の軟磁性合金の製造方法は、
次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、昇温
速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴とす
るものである。Ｆｅ _bＢ_xＭ_yＸ_u ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を
含み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ば
れた１種または２種以上の元素であり、_b＝７５〜９３
原子％、_x＝０.５〜１０原子％、_y＝４〜９原子％、_u≦
５原子％である。

【００１５】請求項５記載の軟磁性合金の製造方法は、
次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、昇温
速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴とす
るものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_y ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
からなる群から選ばれた１種または２種以上の元素であ
り、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を含み、
_a≦０.１、_b＝７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１０原子
％、_y＝４〜９原子％である。

【００１６】請求項６記載の軟磁性合金の製造方法は、
次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、昇温
速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴とす
るものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_y Ｘ_u ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
からなる群から選ばれた１種または２種以上の元素であ
り、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を含み、
ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１
種または２種以上の元素であり、_a≦０.１、_b＝７５〜
９３原子％、_x＝０.５〜１０原子％、_y＝４〜９原子
％、_u≦５原子％である。

【００１７】請求項７記載の軟磁性合金の製造方法は、
次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、昇温
速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴とす
るものである。Ｆｅ _bＢ _xＭ’_y 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｎｂを含み、_b＝７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１
０原子％、_y＝４〜９原子％である。

【００１８】請求項８記載の軟磁性合金の製造方法は、
次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、昇温
速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴とす
るものである。Ｆｅ _bＢ _xＭ’_yＸ_u 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｎｂを含み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる
群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、_b＝
７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１０原子％、_y＝４〜９
原子％、_u≦５原子％である。

【００１９】請求項９記載の軟磁性合金の製造方法は、
次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、昇温
速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴とす
るものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_y ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であ
り、Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群
から選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、
Ｎｂを含み、_a≦０.１、_b＝７５〜９３原子％、_x＝６.
５〜１０原子％、_y＝４〜９原子％である。

【００２０】請求項１０記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_y Ｘ_u ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群
から選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、
Ｎｂを含み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群か
ら選ばれた１種または２種以上の元素であり、_a≦０.
１、_b＝７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１０原子％、_y＝
４〜９原子％、_u≦５原子％である。

【００２１】請求項１１記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＴ_z 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または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、Ｔは、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
_b≦７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜
１０原子％、_z≦４.５原子％である。

【００２２】請求項１２記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＴ_zＸ_u 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または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、Ｔは、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１
種または２種以上の元素であり、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％、_u≦５原子％である。

【００２３】請求項１３記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_yＴ_z 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
かつ、ＺｒとＨｆのいずれか、または、両方を含み、Ｔ
はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素であり、_a≦０.１、
_b≦７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜
１０原子％、_z≦４.５原子％である。

【００２４】請求項１４記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_yＴ_zＸ_ｕ但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
かつ、ＺｒとＨｆのいずれか、または、両方を含み、Ｔ
はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素であり、ＸはＣｒ，
Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１種または２
種以上の元素であり、_ａ≦０.１、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％、_u≦５原子％である。

【００２５】請求項１５記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。Ｆｅ_bＢ_xＭ’_yＴ_z 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、Ｔは、Ｃｕ，
Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた
１種または２種以上の元素であり、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝６.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％である。

【００２６】請求項１６記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。Ｆｅ_bＢ_xＭ’_yＴ_zＸ_u 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、Ｔは、Ｃｕ，
Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた
１種または２種以上の元素であり、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒ
ｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１種または２種以上の
元素であり、_b≦７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１８原
子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦４.５原子％、_u≦５原子
％である。

【００２７】請求項１７記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_yＴ_z 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれかまたは両方であり、
Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、ＴはＣｕ，Ａｇ，Ａ
ｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた１種また
は２種以上の元素であり、_a≦０.１、_b≦７５〜９３原
子％、_x＝６.５〜１８原子％、y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％である。

【００２８】請求項１８記載の軟磁性合金の製造方法
は、次式で示される組成からなるＦｅ基軟磁性合金に、
昇温速度が１.０℃／分以上の熱処理を施すことを特徴
とするものである。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_yＴ_z Ｘ _u 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であ
り、Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群
から選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、ＴはＣｕ，Ａｇ，
Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた１種ま
たは２種以上の元素であり、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉ
ｒからなる群から選ばれた１種または２種以上の元素で
あり、_a≦０.１、_b≦７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１
８原子％、y＝４〜１０原子％、_z≦４.５原子％、_u≦５
原子％である。

【００２９】請求項１９記載の軟磁性合金の製造方法
は、請求項１１、１２、１３、１４、１５、１６、１
７、または、１８のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金
の製造方前記Ｆｅ基軟磁性合金において、_z＝０.２〜
４.５原子％であることを特徴とするものである。

【００３０】

【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。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
得る工程と、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
し微細な結晶粒を析出させる熱処理工程とによって通常
得ることが出来る。なお、前記の急冷法で得られるもの
は、薄帯状であっても粉末状であっても良く、得られた
ものを所望の形状に成形加工あるいは機械加工した後に
熱処理を施しても良いのは勿論である。

【００３１】本発明の軟磁性合金の製造には、前記急冷
法で得られたものを所定の昇温速度で加熱し、所定の温
度範囲で加熱保持した後に冷却するといった熱処理を施
すことが必須である。熱処理温度は４００〜７５０℃で
あることが好ましく、また熱処理を施す際の昇温速度は
１.０℃／分以上であることが好ましい。本発明者等
は、熱処理を施す際の昇温速度が該熱処理の施された軟
磁性合金の透磁率に影響を及ぼすことを見出したもの
で、昇温速度を１.０℃／分以上にすることで安定して
高い透磁率を有する軟磁性合金を製造することができ
る。なお、昇温速度とは、処理する合金を加熱炉に投入
してから所定の熱処理温度に到るまでの温度変化を時間
微分したものである。

【００３２】請求項３〜１９に示す組成の軟磁性合金に
はＢが必ず添加されている。Ｂには軟磁性合金の非晶質
形成能を高める効果、Ｆｅ-Ｍ（＝Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ
等）系微結晶合金の熱的安定性を高め、結晶粒成長の障
壁となり得る効果があり、熱的に安定な非晶質相を粒界
に残存させる効果がある。この結果、前記熱処理工程に
おいて４００〜７５０℃の広い熱処理条件で磁気特性に
悪影響を及ぼさない粒径３０ｎｍ以下の微細な体心立方
構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒を主体とする組織を得るこ
とができる。Ｂと同様にＡ１，Ｓi，Ｃ，Ｐ等も非晶質
形成元素として一般に用いられており、これらの元素を
添加した場合も本発明と同一とみなすことができる。

【００３３】請求項３〜６、１１〜１４の発明の軟磁性
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Ｚｒ，Ｈｆのいずれかを含む必要があ
る。また、Ｚｒ，Ｈｆはその一部を他の周期率表４Ａ〜
６Ａ族元素のうち、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗと
置換することができる。この場合、Ｂの量は０.５〜１
０原子％もしくは元素Ｔを含む場合は、Ｂの量を０.５
〜１８原子％とすることにより十分な非晶質形成能を得
ることが可能である。また、本来はＦｅに固溶しない元
素であるＺｒ，Ｈｆを固溶させることによって磁歪を小
さくすることができる。即ち、Ｚｒ，Ｈｆの固溶量を熱
処理条件で調整することができ、これにより磁歪を調節
してその値を小さくできる。従って、低い磁歪を得るた
めには、広い熱処理条件で微細な結晶組織が得られるこ
とが必要であり、前記の如くＢの添加により広い熱処理
条件で微細な結晶組織を得ることができることは、小さ
な磁歪と小さな結晶磁気異方性を併せ持つことになり、
結果として良好な磁気特性を有することになる。

【００３４】更に、前記組成にＣｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ
を必要に応じて添加することにより、耐食性が改善され
るが、飽和磁束密度を１０ｋＧ以上に保つためには、こ
れらの元素の添加量を５原子％以下とする必要がある。

【００３５】Ｆｅ-Ｍ（＝Ｚｒ，Ｈｆ）系のアモルファ
ス合金を特殊な方法で一部結晶化することで微結晶組織
を得ることができることは、本発明者らが１９８０年
に、「CONFERENCE ON METALLIC SCIENCE AND TECHNOLGY
BUDAPEST 」の第２１７頁〜第２２１頁において発表し
ている。今回開示した組成においても同等の効果を得る
ことがその後の研究で明らかになり、その結果本願発明
に到っているが、この微結晶組織を得ることができる理
由は、この系の合金を製造するための非晶質相形成段階
の急冷状態で既に組成のゆらぎを生じていて、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
多数発生するためと考えられる。

【００３６】請求項３〜１８に記載の発明の軟磁性合金
におけるＦｅの含有量、あるいは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの
各含有量は、９３原子％以下である。これは、これらの
含有量が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、７５原子％以上であることがより好ましい。

【００３７】請求項１１〜１８の発明の軟磁性合金にお
いては、Ｃｕおよびこれらと同族元素のＡｇ，Ａｕさら
にＰｄ，ＰｔおよびＢｉのうちから選ばれた少なくとも
１種または２種以上の元素を４.５原子％以下含むこと
が好ましい。これらの元素の添加量が０.２原子％より
少ないと前記の熱処理工程により優れた軟磁気特性を得
ることが難しくなるが、昇温速度を上げることにより透
磁率が向上し、飽和磁束密度が若干向上するため、請求
項１１〜１８に示すようにこれらの元素の含有量を０.
２原子％以下でもよしとすることができる。ただし、こ
れらの元素の含有量を０.２〜４.５原子％とすること
で、昇温速度をあまり大きくしなくとも優れた軟磁気特
性を得ることができるので、請求項１９に示す０.２〜
４.５原子％の含有量にすることがより好ましい。

【００３８】また、これらの元素の中においてもＣｕは
特に有効である。Ｃｕ，Ｐｄ等の添加により、軟磁気特
性が著しく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、
Ｃｕ，Ｐｄ等を添加した合金の結晶化温度は、添加しな
い合金に比べてやや低い温度であることが認められた。
これは、前記元素の添加により非晶質相中の組成ゆらぎ
が増し、その結果、非晶質相の安定性が低下し、結晶質
相が析出し易くなったことに起因すると考えられる。

【００３９】更に、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生じて不均一核
生成するために、得られる組織が微細結晶粒組織となる
ので、優れた磁気特性が得られる。更にまた、昇温速度
を上げるならば、微結晶質の微細化が促進されるので、
昇温速度が大きい場合は、Ｃｕ，Ｐｄ等の元素は０.２
原子％より少なく含有させても良い。また、特にＦｅに
対する固溶度が著しく低い元素であるＣｕの場合、相分
離傾向があるために、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より顕著になると
考えられ、組織の微細化に寄与するものと考えられる。
以上の観点から、Ｃｕ及びその同族元素、Ｐｄ，Ｐｔ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、Ｃｕの他に、Ｆｅに対する固溶
限が小さいＢｉ等の元素にも同様の効果を期待すること
ができる。

【００４０】請求項７〜１０、１５〜１８の軟磁性合金
において非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成
能を有するＮｂおよびＢを含む必要がある。Ｔｉ、Ｖ、
Ｔａ、Ｍｏ、ＷはＮｂと同等の効果があるが、これらの
元素の中でもＶ，Ｎｂ，およびＭｏは、酸化物の生成傾
向が比較的小さく、製造時に良好な歩留まりが得られ
る。よってこれらの元素を添加している場合は、製造条
件が緩和され、安価に製造することができ、コストの面
でも有利である。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。ただし、これらの元素
は前記Ｚｒ，Ｈｆに比較して非晶質形成能の面では劣る
ので、請求項７〜１０、１５〜１８の軟磁性合金ではＢ
の量を増加し、その下限値を６.５原子％とした。ま
た、請求項１５〜１８のように元素Ｔを添加する場合、
Ｔの添加効果により、Ｂの上限値は、１８原子％までと
れるが、請求項７〜１０のようにＴを添加しない場合
は、１０原子％を超えると磁気特性が劣化するために、
この場合の上限値は１０原子％とした。

【００４１】以上、本発明の軟磁性合金に含まれる合金
元素の限定理由を説明したが、これらの元素以外でも耐
食性を改善するために、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒなどの白金族
元素あるいはＣｒを添加することも可能である。また、
必要に応じて、Ｙ，希土類元素，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｇａ，Ｉ
ｎ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔ
ｅ，Ｌｉ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ等の元素を添
加することで磁歪を調整することもできる。その他、
Ｈ，Ｎ，Ｏ，Ｓ等の不可避的不純物については所望の特
性が劣化しない程度に含有していても本発明のＦｅ基軟
磁性合金の組成と同一とみなすことができるのは勿論で
ある。

【００４２】

【実施例】以下の各実施例に示す合金は片ロール液体急
冷法により作成した。すなわち、１つの回転している鋼
製ロール上にお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１５〜４０μmであった。透磁率の測定
は、前記薄帯を加工し、実施例１〜６では外径１０mm、
内径６mmのリング状とし、これを積み重ねたものに巻線
し、インダクタンス法により測定した。実施例７〜１７
では前記の薄帯を外径１０mm、内径５mmのリング状と
し、これを積み重ねたものに巻線し、インダクタンス法
により測定した。

【００４３】「実施例１」熱処理の際の昇温速度と、該
熱処理を施して得られる軟磁性合金の透磁率の関係を調
べた。この試験は、下記表１に示す各組成の合金におい
て昇温速度（℃／分）を変えて熱処理を行ない、熱処理
後の合金の透磁率（μ）を測定したものである。熱処理
は、赤外線イメージ炉を使用し、真空中、６５０℃で１
時間保持する条件とした。熱処理後の冷却速度は１０℃
／分で一定とした。透磁率は、インピーダンスアナライ
ザにより１ｋＨｚ，０.４Ａ／ｍ（５mOe）の条件下で測
定した。以上の測定結果を表１および図１に示す。

【００４４】更に、種々の昇温速度とその場合に得られ
る試料の透磁率の関係を求めるために、表２〜表５に示
す組成の試料を用いて透磁率の測定を行なった。表２は
昇温速度を０.５℃／分とした場合の試料の透磁率の測
定結果を示し、表３は昇温速度を５℃／分とした場合の
試料の透磁率の測定結果を示し、表４は昇温速度を８０
℃／分とした場合の試料の透磁率の測定結果を示し、表
５は昇温速度を１６０℃／分とした場合の試料の透磁率
の測定結果を示す。なお、他の測定条件は先に説明した
測定の場合と同等の条件とした。（以下、余白）

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】

【表３】

【００４８】

【表４】

【００４９】

【表５】

【００５０】表１〜表５及び図１に示す測定結果から、
各軟磁性合金試料の透磁率は、熱処理時の昇温速度に大
きく依存し、概ね昇温速度が大きくなるにつれて透磁率
も高まっていることが明らかである。ここで表１〜表５
と図１に示す結果から、透磁率を少なくとも５０００以
上に保つためには、昇温速度（℃／分）を１.０以上に
することが望ましいことが明らかになった。

【００５１】次に、以下の各実施例において実効透磁率
（μｅ）の測定条件は１０ｍＯｅ，１ｋＨzとした。保
磁力（Ｈｃ）は、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定
し、飽和磁束密度（Ｂｓ）はＶＳＭにて１０ｋＯｅで測
定した磁化より算出した。なお、以下の実施例２〜６で
は、６００℃または６５０℃の温度で１時間保持後、水
焼入れした後の磁気特性を示す。実施例７〜１７では、
５００〜７００℃の温度で１時間保持後の磁気特性を示
す。また、昇温速度は８０〜１００℃／分に設定した。

【００５２】「実施例２」請求項３または５の発明の合
金の磁気特性および構造に及ぼす熱処理の効果について
前記合金の基本組成の一つであるＦｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃合金を
例にとって以下に説明する。なお、昇温速度毎分１０℃
の示差熱分析により求めたＦｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃合金の結晶化
開始温度は４８０℃であった。図２はＦｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃合
金の実効透磁率に及ぼす焼鈍（アニール：各温度で１時
間保持）の効果を示す。図２から、本発明合金の実効透
磁率は、焼鈍温度（アニール温度）が低いほど低い値を
示すが、５００〜６５０℃の焼鈍により、急激に増加し
ている。ここで６５０℃熱処理後の厚さ約２０μmの試
料について透磁率の周波数依存を調べたところ、１ＫＨ
zで２６５００、１０ＫＨzで１９８００、更に１００Ｋ
Ｈzで７８００と、高い測定周波数においても優れた軟
磁気特性を示した。

【００５３】次に、Ｆｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃合金の熱処理前後の
構造の変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を
透過電子顕微鏡を用いて観察した。結果をそれぞれ図３
と図４に示す。図３より、急冷状態では非晶質に特有の
ハローな回折図形が、熱処理後には体心立方晶に独特の
回折図形がそれぞれ認められ、本合金の構造が、熱処理
により非晶質から体心立方晶へと変化したことがわか
る。また図４に示す組織観察結果から、熱処理後の組織
が、粒径約１０〜２０ｎｍ程度の微結晶から成ることが
わかる。

【００５４】また、Ｆｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃合金について熱処理
前後の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さで急
冷状態の７５０ＤＰＮから６００℃熱処理後には１４０
０ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加し、磁気ヘッ
ド用材料に好適であることも判明した。以上のごとく本
実施例の合金は、前述の組成を有する非晶質合金を熱処
理により結晶化させ、超微細結晶粒を主とする組織を得
ることにより、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性に優
れ、更に高い硬さと高い熱安定性を有する優れた特性を
得ることができることが判明した。

【００５５】次に前記合金のＺｒ量およびＢ量を変化さ
せた場合の実施例を示す。表６及び図５，６，７，８は
焼鈍後の磁気特性を示す。

【００５６】

【表６】

【００５７】表６及び図５，６，７，８より、Ｚｒ量が
４〜９原子％の範囲で高透磁率と高飽和磁束密度が得や
すいことがわかる。また、Ｚｒ量が４原子％以下では１
００００以上の実効透磁率が得られず、９原子％を超え
ると透磁率が急激に低下すると共に、飽和磁束密度も低
下するため好ましくない。したがって、請求項３，５の
合金におけるＺｒ含有量の限定範囲を４〜９原子％とし
た。同様に、Ｂ量については、０.５〜１０原子％の範
囲において実効透磁率５０００以上、好ましくは１００
００以上の高透磁率が得やすいことがわかり。この為、
Ｂ含有量の限定範囲を０.５〜１０原子％とした。ま
た、Ｚｒ，Ｂ量が前記範囲にあっても、Ｆｅ量が９３原
子％を超えると高い透磁率が得られないため、請求項３
〜１９の合金における基本的なＦｅ含有量は９３原子％
以下とした。

【００５８】「実施例３」次に実施例２に示したＦｅ-
Ｚｒ-Ｂ系合金のＺｒをＨｆで置換したＦｅ-Ｈｆ-Ｂ系
合金について説明する。実施例としてＦｅ-Ｈｆ-Ｂ系合
金のＨｆ量を４〜９原子％の範囲で変化させた場合の結
果を表７に示す。

【００５９】

【表７】

【００６０】表７に示す結果から、Ｈｆ量が４〜９原子
％の範囲において、Ｆｅ-Ｈｆ-Ｂ系合金の実効透磁率が
Ｆｅ-Ｚｒ-Ｂ系合金のものと同等であることがわかる。
また、表７中に示すＦｅ₉₁Ｚｒ₄Ｈｆ₃Ｂ₂合金の磁気特
性は実施例２のＦｅ-Ｚｒ-Ｂ系合金の磁気特性と同等で
ある。従って実施例２に示したＦｅ-Ｚｒ-Ｂ系合金のＺ
ｒは、その組成限定範囲である４〜９原子％のすべてに
おいてＨｆと一部もしくは全て置換可能であることが明
らかになった。

【００６１】「実施例４」次に実施例２および実施例３
に示したＦｅ-(Ｚｒ，Ｈｆ)-Ｂ合金のＺｒ、Ｈｆの一部
をＮｂで置換する場合について説明する。実施例として
Ｆｅ-Ｚｒ-Ｂ系合金のＺｒの一部を１〜５原子％のＮｂ
で置換した場合の結果を表８に示す。

【００６２】

【表８】

【００６３】表８に示す結果から、高い透磁率を得やす
いＺｒ＋Ｎｂの量は、Ｆｅ-Ｚｒ-Ｂ系合金におけるＺｒ
の場合と同じ４〜９原子％であり、ＮｂはＺｒと同等の
添加効果を有していることがわかる。従って、Ｆｅ-(Ｚ
ｒ，Ｈｆ)-Ｂ合金において、Ｚｒ，Ｈｆの一部はＮｂで
置換することが可能である。

【００６４】「実施例５」次に、実施例４に示したＦｅ
-(Ｚｒ，Ｈｆ)-Ｎｂ-Ｂ合金のＮｂをＴｉ，Ｖ，Ｔａ，
Ｍｏ，Ｗと置換する場合について説明する。実施例とし
て表９に、Ｆｅ-Ｚｒ-Ｍ’-Ｂ（ここで、Ｍ’はＴｉ，
Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗの内のいずれか１つである）系合金
の磁気特性を示す。

【００６５】

【表９】

【００６６】表９中の各実施例とも、比較例として示さ
れたＦｅ基非晶質合金（試料Ｎｏ.１２６）、けい素鋼
（試料Ｎｏ.１２７）などで通常得られる実効透磁率の
５０００を上回り、Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ合金（試料Ｎｏ.１
２８）、Ｆｅ-Ｎｉ合金（試料Ｎｏ.１２９）、Ｃｏ基非
晶質合金（試料Ｎｏ.１３０）の飽和持続密度よりも優
れた磁気特性を示している。従って、前述の各実施例の
合金が優れた透磁率と飽和磁束密度を併有しており、Ｆ
ｅ-(Ｚｒ，Ｈｆ)Ｎｂ-Ｂ合金のＮｂはＴｉ，Ｖ，Ｔａ，
Ｍｏ，Ｗと置換することが可能であることが明らかにな
った。

【００６７】「実施例６」次に、請求項５、６の合金に
おけるＣｏおよびＮｉ含有量の限定理由について説明す
る。実施例として、（Ｆｅ₁-ａＺａ）₉₁ Ｚｒ₇ Ｂ₂な
る組成の合金（Ｚ＝Ｃｏ，Ｎｉ）におけるＣｏおよびＮ
ｉ量（ａ）と透磁率の関係を図９に示す。図９に示す結
果から、Ｃｏ及びＮｉ量(ａ)が０.１以下の範囲におい
ては実効透磁率５０００以上であり、Ｆｅ系非晶質合金
よりも高い値を示すが、０.１を超える範囲においては
実効透磁率が急激に低下するので実用上好ましくない。
よって、前記各請求項の合金におけるＣｏ及びＮｉ含有
量（ａ）は０.１以下とした。更に、１００００以上の
実効透磁率を得るためにはａを０.０５以下とすること
が好ましい。

【００６８】「実施例７」請求項１１〜１４の合金の磁
気特性および構造におよぼす熱処理の効果について、前
記合金の基本組成の一つであるＦｅ₈₆Ｚｒ₇Ｂ₆Ｃｕ₁合
金を例にとって以下に説明する。なお、昇温速度毎分１
０℃の示差熱分析により求めたＦｅ₈₆Ｚｒ₇Ｂ₆Ｃｕ₁合
金の結晶化開始温度は５０３℃であった。

【００６９】図１０は、Ｆｅ₈₆Ｚｒ₇Ｂ₆Ｃｕ₁合金の実
効透磁率に及ぼす焼鈍（各温度で１時間保持）の効果を
示す。図１０に示す結果から、急冷状態(ＲＱ)における
本発明合金の実効透磁率は、Ｆｅ基非晶質合金程度の低
い値を示すが、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状
態の１０倍程度の高い値に増加している。ここで６００
℃熱処理後の厚さ約２０μmの試料について透磁率の周
波数依存を調べたところ１ＫＨzで３２０００、１０Ｋ
Ｈzで２５６００、更に１００ＫＨzで８３３０と、高い
測定周波数においても優れた軟磁気特性を示した。本発
明合金の磁気特性は、昇温速度など熱処理条件を適当に
選ぶことにより調整することができ、また磁場中焼鈍な
どの処理により磁気特性を改善することもできる。

【００７０】次に、Ｆｅ₈₆Ｚｒ₇Ｂ₆Ｃｕ₁合金の熱処理
前後の構造の変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の
組織を透過電子顕微鏡を用いて観察した。結果をそれぞ
れ図１１と図１２に示す。図１１より、急冷状態では非
晶質に特有のハローな回折図形が、熱処理後には体心立
方晶に独特の回折図形がそれぞれ認められ、本合金の構
造が熱処理により、非晶質から体心立方晶へと変化した
ことがわかる。

【００７１】また、図１２は、前記金属組織の透過電子
顕微鏡写真の模示図であるが、この図から、熱処理後の
組織が粒径約１０ｎｍ程度の微結晶から成ることがわか
る。更に、Ｆｅ₈₆Ｚｒ₇Ｂ₆Ｃｕ₁合金について熱処理前
後の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さで急冷
状態の７４０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には１３９０
ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加し、磁気ヘッド
用材料に好適であることも判明した。以上のごとく本発
明の合金は、前述の組成を有する非晶質合金を熱処理に
より結晶化させ、超微細結晶粒を主とする組織を得るこ
とにより、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性に優れ、更
に高い硬さと高い熱安定性を有する優れた特性を得るこ
とができる。

【００７２】次に請求項１１〜１４の合金のＺｒ量およ
びＢ量を変化させた場合の実施例を示す。表１０および
図１３は焼鈍後の磁気特性を示す。

【００７３】

【表１０】

【００７４】表１０及び図１３から、Ｚｒ量が４〜１０
原子％の範囲で高透磁率が得やすいことがわかる。ま
た、Ｚｒ量が４原子％以下では５０００〜１００００以
上の実効透磁率が得られず、１０原子％を超えると透磁
率が急激に低下するとともに飽和磁束密度も低下するた
め好ましくない。そこで、本発明の合金におけるＺｒ含
有量の限定範囲を４〜１０原子％とした。

【００７５】同様にＢ量については、０.５〜１８原子
％の範囲で実効透磁率５０００以上の高透磁率が得やす
いことがわかり、このためＢ含有量の限定範囲を０.５
〜１８原子％とした。またＺｒ，Ｂ量が前記範囲にあっ
ても、Ｆｅ量が９３原子％を超えると高い透磁率が得ら
れないため、請求項１１〜１４の発明の合金におけるＦ
ｅ＋Ｃｏ含有量の（ｂ）は９３原子％以下とした。

【００７６】「実施例８」次に実施例７に示したＦｅ-
Ｚｒ-Ｂ-Ｃｕ系合金のＺｒをＨｆで置換したＦｅ-Ｈｆ-
Ｂ-Ｃｕ系合金について説明する。実施例としてＢ量を
６原子％、Ｃｕ量を１原子％でそれぞれ一定とした各組
成の合金の磁気特性の測定結果を表１１に示す。また、
図１４はＨｆ量を４〜１０原子％の範囲で変化させた場
合の透磁率を示す。図１４には比較のために、Ｆｅ-Ｚ
ｒ-Ｂ₆-Ｃｕ₁系合金の実効透磁率を併せて示す。

【００７７】

【表１１】

【００７８】表１１及び図１４から、Ｈｆ量が４〜１０
原子％の範囲においてＦｅ-Ｈｆ-Ｂ-Ｃｕ系合金の実効
透磁率がＦｅ-Ｚｒ-Ｂ-Ｃｕ系合金のものと同等である
ことがわかる。また、表１１中に示すＦｅ₈₆Ｚｒ₄Ｈｆ₃
Ｂ₆Ｃｕ₁合金の磁気特性は実施例７のＦｅ-Ｚｒ-Ｂ-Ｃ
ｕ系合金の磁気特性と同等である。従って、実施例７に
示したＦｅ-Ｚｒ-Ｂ-Ｃｕ系合金のＺｒは、その組成限
定範囲である４〜１０原子％の全てにおいて、Ｈｆと一
部もしくは全て置換可能であることが明らかになった。

【００７９】「実施例９」次に、実施例７および実施例
８に示したＦｅ-（Ｚｒ，Ｈｆ）-Ｂ-Ｃｕ合金のＺｒ、
Ｈｆの一部をＮｂで置換する場合について説明する。実
施例としてＦｅ-Ｚｒ-Ｂ-Ｃｕ系合金のＺｒの一部を１
〜５原子％のＮｂで置換した場合の結果を表１２に示
す。また、図１５はＮｂ添加量を３原子％としたＦｅ-
Ｚｒ-Ｎｂ-Ｂ-Ｃｕ系合金の磁気特性を示したものであ
る。

【００８０】

【表１２】

【００８１】表１２及び図１５において、高い透磁率が
得やすいＺｒ＋Ｎｂの量は、Ｆｅ-Ｚｒ-Ｂ-Ｃｕ系合金
におけるＺｒの場合と同じ４〜１０原子％であり、この
範囲では、Ｆｅ-Ｚｒ-Ｂ-Ｃｕ系合金と同等の高い実効
透磁率が得られている。従って、Ｆｅ-(Ｚｒ，Ｈｆ)-Ｂ
-Ｃｕ合金のＺｒ，Ｈｆの一部はＮｂで置換することが
可能であることが明らかになった。

【００８２】「実施例１０」前記実施例９に示したＦｅ
-（Ｚｒ，Ｈｆ）-Ｎｂ-Ｂ-Ｃｕ合金のＮｂをＴｉ，Ｖ，
Ｔａ，Ｍｏ，Ｗと置換する場合について説明する。実施
例として表１３に、Ｆｅ-Ｚｒ-Ｌ-Ｂ-Ｃｕ₁（Ｌ＝Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系合金の磁気特性を示す。

【００８３】

【表１３】

【００８４】表１３中の各実施例とも、Ｆｅ基非晶質合
金で通常得られる実効透磁率の５０００を上回る優れた
磁気特性を示している。従って、Ｆｅ-(Ｚｒ，Ｈｆ)Ｎ
ｂ-Ｂ-Ｃｕ合金のＮｂはＴｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗと置
換することが可能である。

【００８５】「実施例１１」次に、請求項１１〜１４の
合金におけるＣｕ含有量の限定理由について説明する。
実施例として、図１６にＦｅ_87-xＺｒ₄Ｎｂ₃Ｂ₆Ｃｕ_x合
金のＣｕ量（z）と透磁率の関係を示す。図１６から、z
＝０.２〜４.５原子％の範囲で実効透磁率１００００以
上の優れた磁気特性が得やすいことがわかる。zが０.２
原子％以下になるとＣｕ添加効果が有効に得られにく
く、またzが４.５原子％を超えると透磁率の劣化を招く
ので、実用上好ましくない。しかし、０.２原子％以下
でも実効透磁率５０００以上と実用的な値が得られるの
に加え、Ｃｕが減少することによりＦｅの濃度が増加す
るために飽和磁束密度が向上する。従ってＣｕの添加量
を０よりも多く、かつ、０.２原子％以下の範囲で添加
しても良い。よって、請求項１１〜１４の発明の合金に
おけるＣｕ含有量の範囲は４.５原子％以下とした。

【００８６】「実施例１２」実施例７〜実施例１１に示
した各合金のＣｕをＡｇ，Ｐｄ，Ｐｔと置換する場合に
ついて説明する。実施例として、表１４に、Ｆｅ₈₆Ｚｒ
₄Ｎｂ₃Ｂ₆Ｔ₁(Ｔ＝Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ)合金の磁気
特性を示す。

【００８７】

【表１４】

【００８８】表１４から、各合金とも実効透磁率が１０
０００以上であり、Ｃｕとほぼ同程度の優れた磁気特性
を示している。従って請求項１１〜１４の発明の合金の
ＣｕはＡｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔと置換可能であることが
明らかである。

【００８９】「実施例１３」次に請求項３の合金におけ
るＣｏ含有量の限定理由について説明する。実施例とし
て（Ｆｅ _1-a Ｃｏ_a）₈₆Ｚｒ₄Ｎｂ₃Ｂ₆Ｃｕ₁合金のＣ
ｏ量（ａ）と透磁率の関係を図１７に示す。図１７にお
いて、ａが０.１以下の範囲においては実効透磁率５０
００以上となり、Ｆｅ系非晶質合金よりも高い値を示
す。よって、請求項３の発明の合金におけるＣｏ含有量
（ａ）は、０.１以下とした。更に、実効透磁率１００
００以上の高い値を出すためには、Ｃｕ含有量を０.０
５以下とすることが好ましい。

【００９０】「実施例１４」請求項１１〜１４の合金の
薄膜をスパッタ法により作製した場合について説明す
る。薄膜の作製は、高周波スパッタ法によりＡr雰囲気
中で行った。得られた膜の膜厚は１〜２μmであって、
これを、５００〜７００℃で熱処理した後、磁気特性を
測定した。その結果を表１５に示す。

【００９１】

【表１５】

【００９２】表１５に示す結果から、本発明例のいずれ
の合金膜も優れた軟磁気特性を示しており、本発明の合
金はスパッタ法によっても製造可能であることが明らか
になった。なお、表１５には、比較例としてＦｅ-Ａｌ-
Ｓｉ系（センダスト）の非晶質合金薄膜の特性も記載し
た。この比較例の非晶質合金膜に比べると本発明例のも
のは、透磁率では若干劣るが、飽和磁束密度ははるかに
優れていることが明らかになった。

【００９３】「実施例１５」請求項１５〜１８に示す組
成の合金の磁気特性および構造に及ぼす熱処理の効果に
ついて、請求項１５〜１８に示す組成の合金の基本組成
の１つであるＦｅ₈₀Ｎｂ₇Ｂ₁₂Ｃｕ₁合金を例にとって以
下に説明する。なお、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析
により求めた前の記合金の結晶化開始温度は４７０℃で
あった。なお、この組成の場合にＮｂ添加は必須であ
り、その一部をＴｉ，Ｔａで置換しても同等の磁気特性
が得られる。図１８はこの組成の合金の実効透磁率に及
ぼす焼鈍（各温度で１時間保持後水焼き入れ）の効果を
示す。

【００９４】図１８より、急冷状態（ＲＱ）における本
合金の実効透磁率は、Ｆｅ基非晶質合金程度の低い値を
示すが、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状態の１
０倍程度の高い値に増加している。ここで、６００℃熱
処理後の厚さ約２０μmの試料について、透磁率の周波
数依存性を調べたところ、１ｋＨｚで２８８００、１０
ｋＨｚで２５４００、更に１００ｋＨｚで７６００とい
う高い測定周波数においても優れた軟磁気特性を示し
た。

【００９５】図１９は、Ｆｅ_92-xＮｂ₇Ｂ_xＣｕ₁なる組
成の合金の実効透磁率に及ぼすＢ含有量の影響を測定し
た結果を示す。図１９においては、Ｂの含有量を６〜１
８％の範囲で増減させることにより透磁率の変化を測定
した。図１９より、Ｂの含有量が６.５〜１８原子％の
範囲において優秀な透磁率を示すことが判明した。よっ
て、請求項１５〜１８の発明合金においてはＢ含有量を
６.５〜１８％に限定した。

【００９６】「実施例１６」図２０は、Ｆｅ_87-xＮｂ_x
Ｂ₁₂Ｃｕ₁なる組成の合金の実効透磁率に及ぼすＮｂ含
有量の影響を測定した結果を示す。図２０においては、
Ｎｂの含有量を３〜１１原子％の範囲で増減させること
により透磁率の変化を測定した。図２０に示す結果か
ら、Ｎｂの含有量が４〜１０原子％の範囲で優秀な透磁
率が得られることが判明した。よって請求項１５〜１８
の発明においてはＮｂ含有量を４〜１０％に限定した。
前記Ｆｅ_92-xＮｂ₇Ｂ_xＣｕ₁合金の熱処理前後の構造の
変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電
子顕微鏡を用いて観察した。結果をそれぞれ図２１と図
２２に示す。

【００９７】図２１から、急冷状態では非晶質に特有の
ハローな回折図形が、熱処理後には結晶質に独特の回折
図形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱処理によ
り、非晶質から結晶質へと変化したことがわかる。図２
２から、熱処理後の組織が、粒径約１０ｎｍ程度の微結
晶から成ることがわかる。また、Ｆｅ₈₀Ｎｂ₁₂Ｂ₇Ｃｕ₁
合金について熱処理前後の硬さの変化を調べたところ、
ビッカース硬さで急冷状態の６５０ＤＰＮから６００℃
熱処理後には９５０ＤＰＮの高い値まで増加し、磁気ヘ
ッド用材料に好適であることも判明した。

【００９８】以上のごとく請求項７〜１１、１５〜１８
に記載の発明の合金によれば、前述の組成を有する非晶
質合金を熱処理により結晶化させ、超微細結晶粒を主と
する組織を得ることにより、高飽和磁束密度でかつ軟磁
気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安定性を有する優
れた特性を得ることができる。しかも、この発明の合金
に主として用いられる元素は酸化物生成傾向が小さく、
製造時に酸化しずらいので、製造しやすい特徴がある。

【００９９】次に、請求項１５〜１８に記載の発明に係
る軟磁性合金の基本組成において、Ｆｅ＋Ｃｕ量とＢ量
とＮｂ量のそれぞれを増減させた場合の透磁率の変化を
測定した。その結果を図２３に示す。図２３において、
透磁率が１００００前後の値より優れた値を示す範囲は
Ｎｂ量においては、４〜１０原子％、Ｂ量に関しては
６.５〜１８原子％の範囲であることが明らかである。

【０１００】更に、請求項１５〜１８に記載の発明に係
る軟磁性合金の基本組成において、Ｆｅ＋Ｃｕ量とＢ量
とＮｂ量のそれぞれを増減させた場合の飽和磁束密度の
変化を測定した。その結果を図２４に示す。図２４か
ら、この発明の合金組成範囲において１３ｋＧ〜１６ｋ
Ｇの優秀な値が得られることが判明した。

【０１０１】次に、請求項１５〜１８に記載した組成の
合金におけるＣｕ含有量の限定理由について説明する。
実施例として図２５にＦｅ_82.5-zＮｂ₇Ｂ_10.5Ｃｕ_z合金
のＣｕ量（_z）と透磁率の関係を示す。図２５に示す結
果から、Ｃｕ量の_zが０.２〜４.５原子％の範囲で優れ
た実効透磁率が得やすいことが明らかである。Ｃｕ量が
０.２原子％以下になるとＣｕ添加効果が有効に得られ
にくく、また、Ｃｕ量が４.５原子％を超えると透磁率
の劣化を招くので実用上好ましくない。しかし、Ｃｕ量
が０.２原子％以下のときは、実効透磁率が５０００以
上と実用的であるのに加えて、飽和磁束密度が若干高く
できるのでＣｕ量は０.２原子％以下でも良い。よって
この発明の合金におるＣｕ含有量の範囲は４.５％以下
とした。

【０１０２】次に、先に説明したＦｅ-Ｎｂ-Ｂ-Ｃｕ系
合金のＮｂを複数の元素で置換したＦｅ-Ｎｂ-Ｔａ-Ｂ-
Ｃｕ系合金と、Ｆｅ-Ｎｂ-Ｔｉ-Ｂ-Ｃｕ系合金と、Ｆｅ
-Ｎｂ-Ｔａ-Ｔｉ-Ｂ-Ｃｕ系合金について説明する。実
施例としてＢ量を１２原子％、Ｃｕ量を１％でそれぞれ
一定とした場合であって、ＮｂとＮｂの一部をＴａ，Ｔ
ｉで置換したときの各含有量を４〜１０原子％の範囲で
増減した合金の透磁率を図２６に示す。図２６に示す結
果から、各組成の合金でも同程度の透磁率が得られた。
また、以下の表１６に示す各組成の合金の飽和磁束密度
（ｋＧ）を測定した。

【０１０３】

【表１６】

【０１０４】以上の結果から、Ｆｅ-Ｎｂ-Ｂ-Ｃｕ系合
金のＮｂをＴａ、Ｔｉに置換することが可能であり、Ｎ
ｂをＮｂとＴｉに、あるいは、ＮｂをＴａとＴｉに、ま
たは、ＮｂをＮｂとＴａとＴｉに置換することが可能で
あることが判明した。更に、以上の実施例の説から明ら
かなように請求項１５〜１８に示す組成の軟磁性合金
は、１００００を超える高透磁率であって、１２〜１
５.３ｋＧの優れた飽和磁束密度を示し、耐熱性に優
れ、硬度も高い優れたものである。よってこの発明の軟
磁性合金は、磁気ヘッド用、トランス用、チョークコイ
ル用として好適であって、これらの用途に供した場合、
これらの性能向上と小型化と軽量化をなしえる効果があ
る。

【０１０５】「実施例１７」請求項７〜１０の合金の磁
気特性および構造に及ぼす熱処理の効果について請求項
７〜１０の合金の基本組成の１つであるＦｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉
合金を例にとって以下に説明する。なお、昇温速度毎分
１０℃の示差熱分析により求めた前記合金の結晶化開始
温度は４９０℃であった。図２７は、前記組成の合金の
実効透磁率（μｅ）および飽和磁束密度（Ｂｓ）に及ぼ
す焼鈍（各温度で１時間保持）の効果を示す。図２７に
示す結果から、急冷状態（ＲＱ）における本願発明合金
の実効透磁率は、低い値を示すが、５５０〜６８０℃の
焼鈍により、急激に増加している。ここで、６５０℃熱
処理後の厚さ約２０μmの試料について、透磁率の周波
数依存性を調べたところ、１ｋＨｚで２２０００、１０
ｋＨｚで１９０００、更に１００ｋＨｚで８０００とい
う高い測定周波数においても優れた軟磁気特性を示し
た。よってこの発明の合金の磁気特性は昇温速度などの
熱処理条件を適当に選ぶことにより調整できることが明
かになり、更に、磁場中焼鈍により磁気特性を改善する
こともできる。なお、本発明では熱処理温度は組成に応
じて適宜選択可能であり、本発明においては４００〜７
５０℃の範囲で選択すると良い。

【０１０６】図２８は、Ｆｅ_93-xＮｂ₇Ｂ_xなる組成の合
金の実効透磁率に及ぼすＢ含有量の影響を測定した結果
を示す。図２８においては、Ｂの含有量を６〜１０％の
範囲で増減させることにより透磁率の変化を測定した。
図２８に示す結果から、Ｂの含有量が６.５〜１０原子
％の範囲において優秀な透磁率を示すことが判明した。
よって請求項７〜１０の発明においてはＢ含有量を６.
５〜１０％に限定した。Ｆｅ_93-xＮｂ₇Ｂ_x合金の熱処理
前後の構造の変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の
組織を透過電子顕微鏡を用いて観察した。結果をそれぞ
れ図２９と図３０に示す。

【０１０７】図２９に示す結果から、急冷状態では非晶
質に特有のハローな回折図形が、熱処理後には結晶質に
独特の回折図形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱
処理により、非晶質から結晶質へと変化したことがわか
る。また、図３０に示す結果から、熱処理後の組織が、
粒径約１０〜２０ｎｍ程度の微結晶から成ることがわか
る。また、Ｆｅ₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉合金について熱処理前後の硬
さの変化を調べたところ、ビッカース硬さで急冷状態の
６５０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には９５０ＤＰＮの
高い値まで増加し、磁気ヘッド用材料に好適であること
も判明した。

【０１０８】以上のごとく請求項７〜１０の発明の合金
によれば、前述の組成を有する非晶質合金を熱処理によ
り結晶化させ、超微細結晶粒を主とする組織を得ること
により、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性に優れ、更に
高い硬さと高い熱安定性を有する優れた特性を得ること
ができる。しかも、本発明の合金に主として用いられる
元素は酸化物生成傾向が比較的小さく、製造時に酸化し
ずらいので、製造しやすい特徴がある。請求項７〜１０
の発明に係る軟磁性合金のＦｅ量とＢ量とＮｂ量のそれ
ぞれを増減させた場合の透磁率の変化を測定した。その
結果を図３３に示す。

【０１０９】本発明に係る軟磁性合金のＦｅ量とＢ量と
Ｎｂ量のそれぞれを増減させた場合の飽和磁束密度の変
化を測定した。その結果を図３１に示す。図３１から、
この発明の合金組成範囲において１３ｋＧ〜１５ｋＧの
優秀な値が得られることが判明した。

【０１１０】次に、請求項９、１０の発明の合金におけ
るＣｏおよびＮｉ含有量の限定理由について説明する。
実施例として（Ｆｅ_1-aＺ_a）₈₄Ｎｂ₇Ｂ₉合金（Ｚ＝Ｃ
ｏ，Ｎｉ）のＣｏ量およびＮｉ量（ａ）と透磁率の関係
を図３２に示す。図３２から、Ｃｏ量およびＮｉ量
（ａ）が０.１以下の範囲においては、実効透磁率５０
００以上とＦｅ系非晶質合金と同等の高い値を示すが、
０.１を越えると透磁率が急激に低下するので好ましく
ない。よって本発明においてはＣｏとＮｉの含有量を
０.１以下に限定した。

【０１１１】次に、先に説明したＦｅ-Ｎｂ-Ｂ系合金に
おいて、Ｎｂを複数元素で置換したＦｅ-Ｎｂ-Ｔａ-Ｂ-
Ｃｕ系合金と、Ｆｅ-Ｎｂ-Ｔｉ-Ｂ系合金と、Ｆｅ-Ｎｂ
-Ｔａ-Ｔｉ-Ｂ系合金を８０〜１００℃／分の昇温速度
で熱処理して得られた各軟磁性合金の磁気特性を測定し
た結果を以下の表１７に示す。

【０１１２】

【表１７】

【０１１３】表１７に示す結果から、各組成の合金でも
同程度の透磁率および飽和磁束密度が得られた。以上の
結果から、Ｆｅ-Ｎｂ-Ｂ系合金のＮｂを一部Ｔａ、Ｔｉ
に置換することが可能であり、ＮｂをＮｂとＴｉに、Ｎ
ｂをＮｂとＴｉに、または、ＮｂをＮｂとＴａとＴｉに
置換することが可能であることが判明した。

【０１１４】以上の実施例の説明から明らかなように請
求項７〜１０に記載された組成の軟磁性合金は、Ｆｅ系
非晶質合金と同等もしくはそれ以上の高透磁率であっ
て、１５ｋＧ程度の優れた飽和磁束密度を示し、耐熱性
に優れ、硬度も高い優れたものである。よって特に請求
項７〜１０の発明の軟磁性合金は、磁気ヘッド用、トラ
ンス用、チョークコイル用として好適であって、これら
の用途に供した場合、これらの性能向上と小型化と軽量
化をなしえる効果がある。

【０１１５】「実施例１８」次に、図３３（ａ）,
（ｂ）,（ｃ）は、（Ｆｅ _1-xＣｏ_x）₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃
なる組成の試料を作成し、Ｃｏ量を変更して透磁率（μ
ｅ）と磁歪（λｓ）と飽和磁束密度（Ｂｓ）を測定した
結果を示す。この例の測定条件は先に記載した実施例の
場合と同等の条件で行なっている。図３３に示す結果か
ら２００００以上の透磁率を得るためには、Ｃｏ量のａ
の値を０.００５〜０.０３の範囲にすれば良いことが明
らかになった。また、飽和磁束密度においてはＣｏ量を
変更しても１６.４ｋＧ〜１７ｋＧの高い飽和磁束密度
を示す。さらに、磁歪についてはＣｏ量の変化に応じて
−１×１０^-6〜＋３×１０^-6の範囲で変動するので、Ｆ
ｅの一部をＣｏに置換して適宜の組成を選択することに
より磁歪を調整できることが判明した。よって樹脂モー
ルド時の圧力による磁歪に対する影響を考慮した磁歪調
整ができることが明らかになった。

【０１１６】「実施例１９」図３４は本発明に係るＦｅ
₈₉Ｈｆ₇Ｂ₄なる組成の合金と比較例のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ系非
晶質合金のコアロスを測定した結果を示す。コアロスの
測定条件は、リング状の試料を作成してそれに巻線を施
し、正弦波電流を流し、フーリエ変換して数値を算出す
るｓｉｎＢモードで測定した。図３４に示す結果から、
５０Ｈｚ、４００Ｈｚ、１ｋＨｚ、１０ｋＨｚ、５０ｋ
Ｈｚのいずれの周波数においても本発明に係る組成の合
金は比較例の非晶質合金よりもコアロスが少なくなって
いることが判明した。

【０１１７】「実施例２０」本発明に係る組成の各種合
金試料を作成し、それらの試料を製造する際の昇温速度
と得られた試料の透磁率の関係を測定した結果を図３５
〜図３８に示す。図３５は、先に示した表２に示されて
いる組成の試料の中から複数の試料を選択し、それぞれ
について昇温速度と透磁率の関係を求めてプロットした
ものである。図３６は、先に示した表３に示されている
試料を用いた場合の同様の測定結果を示し、図３７は、
先に示した表４に示されている試料を用いた場合の同様
の測定結果を示し、図３８は先に示した表５に示されて
いる試料を用いた場合の同様の測定結果を示している。
図３５〜図３８に示す結果から、本発明に係るいずれの
組成の合金においても昇温速度を向上させることで透磁
率が向上する傾向があることが判明した。

【０１１８】「実施例２１」図３９は以下の表１８に示
す組成の試料の平均結晶粒径と保磁力との関係を求めた
結果を示すものである。

【０１１９】

【表１８】この図に示す結果から、平均結晶粒径を３０ｎｍ以下に
することで、低保磁力が得られることが明らかである。

【０１２０】この結果から、本発明者らは、合金の熱処
理工程を改良してさらに微細な組織とすることで、磁気
特性の改善を試みた。非晶質合金の結晶化の理論（核生
成ー成長理論）を考慮すると、小さな粒径を得るために
は、核生成速度が大きく、しかも、小さな核成長速度が
得られる条件を満たせば良い。通常、核生成速度と成長
速度は温度の関数であり、前述の条件は、低い温度域で
長時間保持することで達成される。この知見から、昇温
速度を小さくし、低い温度域での熱処理時間を長くする
手法が考えられた。しかし、次に示す実施例から、本発
明者らは先の通常概念とは逆の昇温速度を大きくするこ
とが有効であることを発見した。

【０１２１】「実施例２２」図４０は、Ｆｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃
なる組成の試料を用い、一定の温度Ｔで結晶化させた時
の時間ｔと結晶化分率（結晶体積分率）との関係を測定
した結果を示す。ここで、図４０における横軸の時間ｔ
について説明する。結晶体積分率ｘと時間ｔとの間に
は、一般に、ＪＭＡ（Johnson-Mehl-Avrami）の式とし
て知られる以下の式が成立することが知られている。ｘ＝１−ｅｘｐ（−ｋｔⁿ）この式において、指数のnは結晶析出機構によって異な
る変数である。

【０１２２】前記の関係に基づき、図４０に示す結晶化
分率の対数をとってそれをプロットした結果を図４１に
示す。この図に示す関係を求めることを一般にはＪＭＡ
プロットと称している。ここで、球状の析出物が均一に
生成する場合、ｎ値として１.５〜３が得られる。図４
１中で４９０℃以上で結晶化した場合にｎ値は１.９〜
２.２であり、ほぼ均一なｂｃｃ結晶が析出しているこ
とを示している。しかし、低温の４５０℃ではｎ＝１.
０となり、ｂｃｃ結晶の析出形態が不均一化することを
示唆している。この結果は、均一微細な組織を得る目的
に対しては、より高い温度で結晶化させることが有効で
あることを示している。一般に非晶質の結晶化温度は昇
温速度に比例して上昇するので、図４１から、昇温速度
を大きくすることで組織の均一微細化をなしえることが
期待できることが明らかである。

【０１２３】また、図４２に本発明に係る条件のうち昇
温速度α＝２００℃／分で昇温して得られたＦｅ₉₀Ｚｒ
₇Ｂ₃なる組成の合金試料の結晶粒径の測定結果を示し、
図４３にこれよりも小さな昇温速度２.５℃／分で昇温
して得られた同一組成の合金試料の結晶粒径の測定結果
を示す。

【０１２４】図４２と図４３に示すｂｃｃ結晶の粒径分
布の結果から明らかなように、２００℃／分の条件で昇
温した試料は平均結晶粒径は小さく、しかも、粒径分布
がシャープであって、粒径分布は粒径の小さい範囲に集
中している。これに対して、２.５℃／分の昇温速度で
処理した試料は、平均粒径が大きく、粒径分布もブロー
ドである。以上説明した関係から、本発明に係る合金に
おいては、従来の常識とは逆に昇温速度を大きくした方
が平均結晶粒径は小さくなることが明らかである。

【０１２５】「実施例２３」次に図４４と図４５は、Ｆ
ｅ₉₀Ｚｒ₇Ｂ₃なる組成の非晶質合金において、その合金
組織の結晶粒径を調べるために、透過電子顕微鏡を用い
て組織を調べた結果である。組織観察は、暗視野像によ
って行なったため、特定の結晶粒のみが示されている
が、実際の組織は全体が同様の結晶で占められている。
図４４と図４５に示す結果から明かなように、本発明に
係る合金において、昇温速度を高くしたものの組織の方
がより微細な組織になっていることが容易に確認でき
た。

【０１２６】「実施例２４」次に、以下の表１９に示す
組成の試料を作成し、それらについて耐食性試験を行な
った。耐食性試験は、４０〜６０℃、９５％ＲＨ９６時
間の条件にて測定した。表１９において、発錆なしの試
料を○、全面積の１％以下に発錆したものを△、全面積
の１％以上に発錆したものを×でそれぞれ表示した。（以下、余白）

【０１２７】

【表１９】

【０１２８】表１９に示す結果から明かなように、本発
明に係る組成の試料は耐食性に優れていることが明かに
なった。そして、この試験結果から、本発明に係る組成
の合金の耐食性を磁気特性向上させることなく向上させ
るためには、５原子％以下のＲｕ，Ｃｒを添加する必要
があることが明かになった。

【０１２９】「実施例２５」次に、以下の表２０に示す
組成の各非晶質合金試料を作成し、それぞれについてコ
アロスと磁歪（λｓ）と比抵抗（ρ）を測定した結果を
示す。また、各試料の厚さ（ｔ）を表２０に示す。本発
明に係る各試料の測定条件は、昇温速度８０〜１００℃
／分、熱処理温度６５０℃とした。ただし、Ｆｅ-Ｓｉ-
Ｂ非晶質合金の熱処理は３７０℃で行なった。

【０１３０】

【表２０】

【０１３１】表２０に示す結果から、本発明に係る非晶
質合金試料は比較例のＦｅ-Ｓｉ-Ｂ非晶質合金よりも低
いコアロスを有し、磁歪も小さいことが明かになった。

【０１３２】

【発明の効果】以上説明したように本発明の製法によれ
ば、従来の実用合金と同程度あるいはそれより優れた軟
磁気特性を有し、更に高い透磁率と飽和磁束密度も備え
たＦｅ基軟磁性合金を製造することができる。しかも本
発明の軟磁性合金は、高い機械強度を有し、高い熱安定
性も兼ね備えている。特に、昇温速度が１.０℃／分以
上の熱処理を施すことで、透磁率を安定して高めること
ができる。また、請求項３〜１８の発明の合金において
添加元素となるＮｂとＴａはいずれも熱的に安定な元素
であるので、製造時に酸化反応や還元反応で変質するお
それが低く、製造時の条件が有利になる利点がある。以
上のことから本発明の製法で得られるＦｅ基軟磁性合金
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、より一層の小型化が要求されているトラン
ス、チョークコイル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
しえる効果がある。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は本発明に係る合金の一例の昇温速度と透
磁率の関係を示す両対数グラフである。

【図２】図２（ａ）は本発明に係る合金の一例の飽和磁
束密度と焼鈍温度の関係を示すグラフ、図２（ｂ）は本
発明に係る合金の一例の実効透磁率と焼鈍温度の関係を
示すグラである。

【図３】図３は本発明に係る合金の一例の熱処理前後の
構造変化を示すＸ線回折試験結果を示す図である。

【図４】図４は本発明に係る合金の一例の熱処理後の組
織を示す顕微鏡写真の模式図である。

【図５】図５は６００℃で熱処理した本発明に係る合金
の一例において、Ｚｒ量とＢ量とＦｅ量を変化させた場
合の透磁率を示す三角組成図である。

【図６】図６は６５０℃で熱処理した本発明に係る合金
の一例において、Ｚｒ量とＢ量とＦｅ量を変化させた場
合の透磁率を示す三角組成図である。

【図７】図７は本発明に係る合金の一例において、Ｚｒ
量とＢ量とＦｅ量を変化させた場合の飽和磁束密度を示
す三角組成図である。

【図８】図８は本発明に係る合金の一例において、Ｚｒ
量とＢ量とＦｅ量を変化させた場合の飽和磁束密度を示
を三角組成図である。

【図９】図９は本発明に係る合金の一例におけるＣｏ量
またはＮｉ量と透磁率の関係を示す片対数グラフであ
る。

【図１０】図１０は本発明に係る合金の一例における実
効透磁率と焼鈍温度の関係を示す図である。

【図１１】図１１は本発明に係る合金の一例において熱
処理前後の構造変化を示すＸ線回折試験結果を示すグラ
フである。

【図１２】図１２は本発明に係る合金の一例において熱
処理後の組織を示す顕微鏡写真の模式図である。

【図１３】図１３は本発明に係る合金の一例においてＦ
ｅ＋Ｃｕ量とＢ量とＺｒ量とを変化させた場合の磁気特
性を示す三角組成図である。

【図１４】図１４は本発明に係る合金の一例においてＨ
ｆ量の変化と透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図１５】図１５は本発明に係る合金の一例においてＢ
量とＺｒ＋Ｎｂ量とＦｅ＋Ｃｕ量を変化させた場合の磁
気特性を示す三角組成図である。

【図１６】図１６は本発明に係る合金の一例におけるＣ
ｕ量と実効透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図１７】図１７は本発明に係る合金の一例におけるＣ
ｏ量と透磁率との関係を示す片対数グラフである。

【図１８】図１０は本発明に係る合金の一例における実
効透磁率と焼鈍温度の関係を示す図である。

【図１９】図１９は本発明に係る合金の一例におけるＢ
量と実効透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図２０】図２０は本発明に係る合金の一例におけるＮ
ｂ量と実行透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図２１】図２１は本発明に係る合金の一例における熱
処理に伴う構造変化を示すＸ線回折試験結果を示すグラ
フである。

【図２２】図２２は本発明に係る合金の一例の熱処理後
の組織を示す顕微鏡写真の模式図である。

【図２３】図２３は本発明に係る合金の一例においてＦ
ｅ＋Ｃｕ量とＢ量とＮｂ量とを変化させた場合の透磁率
を示す三角組成図である。

【図２４】図２４は本発明に係る合金の一例においてＦ
ｅ＋Ｃｕ量とＢ量とＮｂ量とを変化させた場合の飽和磁
束密度の関係を示す三角組成図である。

【図２５】図２５は本発明に係る合金の一例におけるＣ
ｕ量と実効透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図２６】図２６は本発明に係る合金の一例におけるＮ
ｂとＴａとＴｉの含有量と透磁率の関係を示す片対数グ
ラフである。

【図２７】第２７図（ａ）は本発明に係る合金の一例に
おける飽和磁束密度と焼鈍温度の関係を示すグラフ、第
２７図（ｂ）は本発明に係る合金の一例における実効透
磁率と焼鈍温度の関係を示すグラである。

【図２８】図２８は本発明に係る合金の一例におけるＢ
量と実効透磁率の関係を示す片対数グラフである。

【図２９】図２９は本発明に係る合金の一例における熱
処理に伴う構造変化を示すＸ線回折試験結果を示すグラ
フである。

【図３０】図３０は本発明に係る合金の一例における熱
処理後の組織を示す顕微鏡写真の模式図である。

【図３１】図３１は本発明に係る合金の一例においてＦ
ｅ量とＢ量とＮｂ量とを変化させた場合の飽和磁束密度
を示す三角組成図である。

【図３２】図３２は本発明に係る合金の一例において、
Ｃｏ量またはＮｉ量と透磁率の関係を示す片対数グラフ
である。

【図３３】図３３（ａ）は本発明に係る合金の一例にお
けるＣｏ量と飽和磁束密度の関係を示す図、図３３
（ｂ）は本発明に係る合金の一例におけるＣｏ量と磁歪
の関係を示す図、図３３（ｃ）は本発明に係る合金の一
例におけるＣｏ量と透磁率との関係を示す片対数グラフ
である。

【図３４】図３４は本発明に係る合金の一例におけるコ
アロスと熱処理温度の関係を示す図である。

【図３５】図３５は本発明に係る合金の第１の例におけ
る昇温速度と透磁率の関係を示す図である。

【図３６】図３６は本発明に係る合金の第２の例におけ
る昇温速度と透磁率の関係を示す図である。

【図３７】図３７は本発明に係る合金の第３の例におけ
る昇温速度と透磁率の関係を示す図である。

【図３８】図３８は本発明に係る合金の第４の例におけ
る昇温速度と透磁率の関係を示す図である。

【図３９】図３９は本発明に係る合金の一例における平
均粒径と保磁力の関係を示す図である。

【図４０】図４０は本発明に係る合金の一例における結
晶化分率を示す図である。

【図４１】図４１は図４０に示す例のＪＭＡプロットを
示す図である。

【図４２】図４２は本発明に係る合金の一例における結
晶粒の粒度分布を示す図である。

【図４３】図４３は比較例合金の結晶粒の粒度分布を示
す図である。

【図４４】図４４は本発明に係る２００℃／分の昇温速
度で処理した合金の結晶粒を示す顕微鏡写真において結
晶粒の大きさを特定するために行なった試験の結果を示
す写真の模式図である。

【図４５】図４５は本発明に係る２.５℃／分の昇温速
度で処理した合金の結晶粒を示す顕微鏡写真において結
晶粒の大きさを特定するために行なった試験の結果を示
す写真の模式図である。

フロントページの続き (72)発明者増本健宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22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

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｆｅを主成分とする非晶質合金に、少な
くとも１.０℃／分以上の昇温速度で加熱する熱処理を
施し、組織の少なくとも５０％以上を体心立方構造の平
均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶粒からなる組織と
することを特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。
【請求項２】前記熱処理として、前記の昇温速度で加
熱した後に４００〜７５０℃の温度で保持する熱処理を
行なうことを特徴とするＦｅ基軟磁性合金の製造方法。
【請求項３】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ _bＢ _xＭ _y 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を
含み、_b＝７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１０原子％、_y
＝４〜９原子％である。
【請求項４】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ _bＢ_xＭ_yＸ_u ただし、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の元
素であり、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を
含み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ば
れた１種または２種以上の元素であり、_b＝７５〜９３
原子％、_x＝０.５〜１０原子％、_y＝４〜９原子％、_u≦
５原子％である。
【請求項５】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_y ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
からなる群から選ばれた１種または２種以上の元素であ
り、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を含み、
_a≦０.１、_b＝７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１０原子
％、_y＝４〜９原子％である。
【請求項６】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_y Ｘ_u ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
からなる群から選ばれた１種または２種以上の元素であ
り、かつ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、または両方を含み、
ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１
種または２種以上の元素であり、_a≦０.１、_b＝７５〜
９３原子％、_x＝０.５〜１０原子％、_y＝４〜９原子
％、_u≦５原子％である。
【請求項７】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ _bＢ _xＭ’_y 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｎｂを含み、_b＝７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１
０原子％、_y＝４〜９原子％である。
【請求項８】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ _bＢ _xＭ’_yＸ_u 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｎｂを含み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる
群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、_b＝
７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１０原子％、_y＝４〜９
原子％、_u≦５原子％である。
【請求項９】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示され
る組成からなることを特徴とする請求項１または２に記
載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_y ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群
から選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、
Ｎｂを含み、_a≦０.１、_b＝７５〜９３原子％、_x＝６.
５〜１０原子％、_y＝４〜９原子％である。
【請求項１０】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_y Ｘ_u ただし、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であ
り、Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群
から選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、
Ｎｂを含み、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群か
ら選ばれた１種または２種以上の元素であり、_a≦０.
１、_b＝７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１０原子％、_y＝
４〜９原子％、_u≦５原子％である。
【請求項１１】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＴ_z 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または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、Ｔは、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
_b≦７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜
１０原子％、_z≦４.５原子％である。
【請求項１２】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＴ_zＸ_u 但し、Ｍは、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗからなる群から選ばれた１種または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、Ｔは、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１
種または２種以上の元素であり、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％、_u≦５原子％である。
【請求項１３】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_yＴ_z 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
かつ、ＺｒとＨｆのいずれか、または、両方を含み、Ｔ
はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素であり、_a≦０.１、
_b≦７５〜９３原子％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜
１０原子％、_z≦４.５原子％である。
【請求項１４】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ_yＴ_zＸ_u 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または両方であり、
ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから
なる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、
かつ、ＺｒとＨｆのいずれか、または、両方を含み、Ｔ
はＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素であり、ＸはＣｒ，
Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１種または２
種以上の元素であり、_a≦０.１、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝０.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％、_u≦５原子％である。
【請求項１５】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ_bＢ_xＭ’_yＴ_z 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、Ｔは、Ｃｕ，
Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた
１種または２種以上の元素であり、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝６.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％である。
【請求項１６】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。Ｆｅ_bＢ_xＭ’_yＴ_zＸ_u 但し、Ｍ’は、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからな
る群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、か
つ、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、Ｔは、Ｃｕ，
Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた
１種または２種以上の元素であり、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒ
ｈ，Ｉｒからなる群から選ばれた１種または２種以上の
元素であり、_b≦７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１８原
子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦４.５原子％、_u≦５原子
％である。
【請求項１７】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_yＴ_z 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれかまたは両方であり、
Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群から
選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつＴｉ，
Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、ＴはＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，
Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた１種または２
種以上の元素であり、_a≦０.１、_b≦７５〜９３原子
％、_x＝６.５〜１８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦
４.５原子％である。
【請求項１８】前記Ｆｅ基軟磁性合金が、次式で示さ
れる組成からなることを特徴とする請求項１または２に
記載のＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_bＢ_xＭ’_yＴ_z Ｘ _u 但し、ＺはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であ
り、Ｍ’はＴｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗからなる群
から選ばれた１種または２種以上の元素であり、かつ、
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａのいずれかを含み、ＴはＣｕ，Ａｇ，
Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｂｉからなる群から選ばれた１種ま
たは２種以上の元素であり、ＸはＣｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｉ
ｒからなる群から選ばれた１種または２種以上の元素で
あり、_a≦０.１、_b≦７５〜９３原子％、_x＝６.５〜１
８原子％、_y＝４〜１０原子％、_z≦４.５原子％、_u≦５
原子％である。
【請求項１９】前記Ｆｅ基軟磁性合金において、_z＝
０.２〜４.５原子％であることを特徴とする請求項１
１、１２、１３、１４、１５、１６、１７、または、１
８のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金の製造方法。