(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記組成式により示されることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。
（Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz
ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土類元素のうちの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は原子％で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、０．１＜ｚ≦０．５である。
【請求項２】
下記組成式により示されることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。
（Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt
ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた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、ｔは原子％で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、０．１＜ｚ≦０．５、０≦ｔ≦５である。
【請求項３】
前記組成式中のＭは、ＺｒとＮｂのうちの少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項４】
前記組成式中のＲｅは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのうちの少なくとも１種を含んでいることを特徴とする請求項１、２又は３に記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項５】
前記組成式中の組成比を示すｚは、原子％で、０．１≦ｚ≦５であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項６】
前記組成式中の組成比を示すｚは、原子％で、０．１≦ｚ≦１であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項７】
前記組成式中の組成比を示すｙは、原子％で、４≦ｙ≦９であることを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載のＦｅ基軟磁性合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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Ｆｅ基軟磁性合金に関する。
【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。
▲１▼  飽和磁束密度が高いこと。
▲２▼  透磁率が高いこと。
▲３▼  低保磁力であること。
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、小型化が必要であるため、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、前述の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】
そこで本発明者らは、上記の問題を解決した高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金を特開平５−９３２４９号（特願平２−１０８３０８号）において特許出願している。
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Ｆｅ系軟磁性合金であった。
（Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2j
但しＴ1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、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。
【０００６】
また、上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、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、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。
【０００７】
次に、本発明者らは、上記合金の発展型の合金として、特開平４−３３３５４６号（特願平２−２３０１３５号）において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の合金であった。
（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。
【０００８】
また、上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。
【０００９】
ところで、軟磁性合金を磁気ヘッドやトランス等のコア材として用いる場合には、液体急冷法等により作製した軟磁性合金薄帯をリング状に巻回あるいは積層し、これを樹脂で被覆する絶縁加工等の種々の加工が施されてた後用いられる。
しかしながら特開平５−９３２４９号の（Ｆｅ1-fＣｏf）g Ｂh Ｔ1i Ｔ2jな る組成の軟磁性合金、Ｆｅg Ｂh Ｔ1i Ｔ2jなる組成の軟磁性合金、特開平４− ３３３５４６号に記載の（Ｆｅ1-aＱa）b Ｂx Ｔyなる組成の軟磁性合金、ＦｅbＢx Ｔyなる組成の軟磁性合金からなる薄帯を用いる場合においては、上記絶縁のための樹脂の硬化収縮時に上記軟磁性合金からなるコアに圧縮応力がかかり磁歪が生じ、これにより磁気特性が変化し、目的とする磁気特性を有するものが得られにくいという問題があった。
【００１０】
そこで、本発明者らは、先に出願した特開平５−９３２４９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のうちから選ばれる元素をＦｅを主成分とするｂｃｃ相中に固溶させることにより、磁歪を調整できるようにしたＦｅ基軟磁性合金を特開平９−３６０８号（特願平７−１４７８３８号）に特許出願している。
しかしながら特開平９−３６０８号に記載のＦｅ基軟磁性合金においては、
Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の結晶相）中にＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちから選ばれる元素を固溶させたものであるので、体心立方の結晶相中に不純物が混在したものとなり、しかも軟磁性合金中のＦｅやＮｉやＣｏの濃度の減少が大きくなり、飽和磁束密度や透磁率が低下してしまうという問題があった。
【００１１】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪が制御できるＦｅ基軟磁性合金を提供することを課題とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。本発明のＦｅ基軟磁性合金は、下記組成式により示されることを特徴とする。
（Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz
ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土類元素のうちの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は原子％で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、０．１＜ｚ≦０．５である。
【００１３】
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金は、下記組成式により示されることを特徴とするものであってもよい。
（Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt
ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素、ＲｅはＹを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の元素、ＴはＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた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、ｔは原子％で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、０．１＜ｚ≦０．５、０≦ｔ≦５である。
【００１５】
本発明にあっては、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に、Ｙを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅを添加することにより、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪が制御できる。
【００１６】
それは、上記組成のＦｅ基軟磁性合金は、Ｆｅと、Ｔｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ, Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以上の元素Ｍと、Ｂと、Ｙを含む希土類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅと、必要によりさらにＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素Ｔを含む合金溶湯 を急冷することにより非晶質合金を得た後、熱処理によりｂｃｃ構造のＦｅを主体とする平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細な結晶相を析出させることにより得ることができるが、結晶相であるＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）は負の磁歪を示しており、非晶質相（アモルファス相）は正の磁歪を示しているため、非晶質相の体積分率をコントロールすることにより、得られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を調整することができる。
【００１７】
結晶相と非晶質相の体積分率をコントロールする手段としては、Ｙを含む希土類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅは非晶質形成能を有する元素であるため、添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することによりＦｅ基軟磁性合金中の非晶質相の体積分率をコントロールできる。その理由は、上記元素Ｒｅは、上記Ｍとの親和力が強いため、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留し、また、用いる元素を変更することにより、Ｆｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更することができるからである。
【００１８】
従って、絶縁のための樹脂の硬化収縮による圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる磁歪を測定しておき、絶縁加工後に得られるＦｅ基軟磁性合金が目的とする磁歪を示すように、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が所望の値を示すものを得ることができる。
例えば、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得るには、予め、絶縁のための樹脂の硬化収縮による圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる磁歪を測定しておき、予め測定した圧縮応力による磁歪と逆向きで同じ大きさの磁歪が絶縁加工前のＦｅ基軟磁性合金に付与されるように（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得ることができる。
【００１９】
また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整できるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持できる。
また、上記元素Ｒｅは安価であり、また、非晶質形成能を有するものであるので、この元素Ｒｅを添加することにより、高価なＢやＭの添加量を少なくしても、例えば、Ｍの添加量が３原子％をわずかに超える程度することができるので、コストダウンが可能である。それは、上記元素Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留するので、不純物とならず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、ＢやＭの添加量を減らすことができるからである。
【００２０】
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金においては、上記組成式中のＭは、Ｚｒと  Ｎｂのうちの少なくとも１種を含むことが好ましい。上記組成式中のＭに、ＺｒとＮｂのうちの少なくとも１種が含まれていると、微細結晶核の成長速度を小さくする効果、非晶質形成能を維持したままで、コストを低く抑えることができる。
【００２１】
本発明のＦｅ基軟磁性合金においては、上記組成式中のＲｅは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのうちの少なくとも１種を含んでいることが好ましい。
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金にあっては、上記組成式中の組成比を示すｚは、原子％で、０＜ｚ≦５、好ましくは０．１≦ｚ≦５、より好ましくは０．１≦ｚ≦１、最も好ましくは０．１≦ｚ≦０．５である。Ｒｅの添加量が５原子％を超えると、保磁力が大きくなり過ぎて好ましくないからである。また、Ｒｅの添加量が原子％で０．１以上１以下の範囲であると高い飽和磁束密度が得られ、Ｒｅの添加量が原子％で０．１以上０．５以下の範囲であるとさらに高い飽和磁束密度が得られるからである。
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金にあっては、上記組成式中の組成比を示すｙは、原子％で、４≦ｙ≦９であることが非晶質形成能が向上する点で好ましい。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のＦｅ基軟磁性合金の実施の形態を説明する。本発明のＦｅ基軟磁性合金は、下記のいずれかの組成式で示されるものである。
（Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅz
（Ｆｅ1-aＺa）bＢxＭyＲｅzＴt
【００２３】
但し、ＺはＮｉ、Ｃｏのうち１種または２種以上の元素、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの１種または２種以上の元素、Ｒｅは、Ｙを含む希土類元素のうちの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は原子％で、０≦ａ≦０．２、７５≦ｂ≦９３、０．５≦ｘ≦１８、３＜ｙ≦９、０＜ｚ≦５である。
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金には、上記Ｆｅ又はＦｅ−Ｚと、Ｂと、Ｍと、ＲｅにＴが添加されていてもよく、その場合のＴはＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから 選ばれた１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｔは原子％で０≦ｔ≦５である。
【００２４】
上記の組成の本発明のＦｅ基軟磁性合金は、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の体心立方構造（ｂｃｃ構造）のＦｅの結晶粒からなる微結晶質相を主体とし、該微結晶質相と非晶質相とから構成される組織からなるものであるので、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持することができ、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等に用いられるコア材として好適である。
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金は、元素Ｒｅの種類や添加量等を調整することにより、磁歪を制御することができる。
【００２５】
本発明に用いられるＦｅ基軟磁性合金の組成系において、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。
【００２６】
これらの組成の軟磁性合金においては、Ｆｅの添加量を示すｂの値あるいは
Ｆｅと、Ｃｏおよび／またはＮｉの添加量の合計を示すｂの値は、９３原子％以下である。ｂが９３原子％を超えると液体急冷法によって非晶質単相を得ることが困難になり、この結果、熱処理してから得られる合金の組織が不均一になって高い透磁率が得られないので好ましくない。また、ｂが７５原子％未満では、飽和磁束密度（Ｂs）１Ｔ以上を得ることができず、好ましくない。従って、ｂの 範囲を７５原子％≦ｂ≦９３原子％とした。
また、Ｆｅの一部は、磁歪等の調整のためにＣｏ，Ｎｉのうち１種または２種以上の元素Ｚで置換してもよく、この場合、好ましくはＦｅの２５％以下とするのがよい。この範囲外であると透磁率が劣化する。従って上記組成式においてＺの組成比ａは、０．２以下の範囲が好ましい。
【００２７】
Ｂには、軟磁性合金の非晶質形成能を高める効果、結晶組織の粗大化を防ぐ効果、および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抑制する効果があると考えられる。
また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂは、α-Ｆｅに対してほとんど固溶しないとされるが 、合金を急冷して非晶質化することで、ＺｒとＨｆまたはＮｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりこれら元素の固溶量を調節して一部結晶化し、微細結晶相として析出させることで、得られる軟磁性合金の軟磁気特性を向上させる作用がある。
また、微細結晶相を析出させ、その微細結晶相の結晶粒の粗大化を抑制するには、結晶粒成長の障害となり得る非晶質相を粒界に残存させることが必要であると考えられる。さらに、この粒界非晶質相は、熱処理温度の上昇によってα−Ｆｅから排出されるＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ等の元素Ｍを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ｍ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｚｒ（Ｈｆ、Ｎｂ）系の合金にＢを添加することが重要となる。
【００２８】
Ｂの添加量を示すｘが、０．５原子％未満では、粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加効果が得られない。また、ｘが１８原子％を越えると、Ｂ−Ｍ系およびＦｅ−Ｂ系において、ホウ化物の生成傾向が強くなり、微細結晶組織を得るための熱処理条件が制約され、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このようにＢの添加量を適切にすることで、析出する微細結晶相の平均結晶粒径を３０ｎｍ以下に調整することができる。
【００２９】
また、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを含むことが好ましく、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂの一部は他の４Ａ〜７Ａ族元素のうち、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのいずれかと置換することができる。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂのうち、Ｈｆは非常に高価な元素であるため、原料コストを考慮すると、Ｚｒ、Ｎｂのいずれか一方を含むことがより好ましい。こうした元素Ｍは、比較的遅い拡散種であり、元素Ｍの添加は、微細結晶核の成長速度を小さくする効果、非晶質形成能を持つと考えられ、組織の微細化に有効である。
【００３０】
元素Ｍの添加量を示すｙが３原子％以下では、核成長速度を小さくする効果が失われ、結晶粒径が粗大化して良好な軟磁性が得られない。Ｆｅ−Ｈｆ−Ｂ系合金の場合、Ｈｆ＝５原子％での平均結晶粒径は１３ｎｍであるのに対してＨｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗大化する。
元素Ｍの添加量を示すｙが９原子％を越えると、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の化合物の生成傾向が大きくなり、良好な特性が得られない。
【００３１】
中でもＮｂ、Ｍｏ、Ｗは、酸化物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定であり、酸化物を生成しにくい。よって、これらの元素を添加して軟磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を不活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしくは溶湯を急冷する際に使用するるつぼのノズルの先端部に不活性ガスを供給しつつ大気中で製造することができるので、製造条件が容易となり、上述のような用途に用いる磁性コア材等を安価に製造することができる。  元素Ｍの添加量としては、４原子％以上９原子％以下とすることが、非晶質形成能が向上する点で好ましい。
【００３２】
また、高飽和磁束密度や高透磁率を維持したままで、磁歪を制御するためには、Ｙを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅが含まれている。ここで用いる元素Ｒｅとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのうちの少なくとも１種を含んでいることが好ましい。
その理由は、結晶相であるＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）は負の磁歪を示しており、非晶質相（アモルファス相）は正の磁歪を示しているため、非晶質相の体積分率をコントロールすることにより、得られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を調整することができるが、上記の元素Ｒｅは非晶質形成能を有する元素であり、また、添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することにより、Ｆｅ基軟磁性合金中の非晶質相の体積分率をコントロールできるからである。それは上記元素Ｒｅは、上記Ｍとの親和力が強いため、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留し、また、用いる元素を変更することにより、Ｆｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更することができるからである。従って、絶縁のための樹脂の硬化収縮による圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる磁歪を測定しておき、絶縁加工後に得られるＦｅ基軟磁性合金が目的とする磁歪を示すように、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が所望の値を示すものを得ることができる。
【００３３】
例えば、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得るには、予め、絶縁のための樹脂の硬化収縮による圧縮応力により（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に生じる磁歪を測定しておき、予め測定した圧縮応力による磁歪と逆向きで同じ大きさの磁歪が絶縁加工前のＦｅ基軟磁性合金に付与されるように（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することにより、絶縁加工後の磁歪が０に近いＦｅ基軟磁性合金からなるコアを得ることができる。
【００３４】
また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整できるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持できる。
また、上記元素Ｒｅは安価であり、また、非晶質形成能を有するので、この元素Ｒｅを添加することにより、高価なＢやＭの添加量を少なくすることができるので、コストダウンが可能である。それは、上記元素Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留するので、不純物とならず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、ＢやＭの添加量を減らすことができるからである。
【００３５】
Ｒｅの添加量を示すｚは、原子％で、０＜ｚ≦５、好ましくは０．１≦ｚ≦５、より好ましくは０．１≦ｚ≦１、最も好ましくは０．１≦ｚ≦０．５である。Ｒｅの添加量が５原子％を超えると、保磁力が大きくなり過ぎて好ましくないからである。また、Ｒｅの添加量が原子％で０．１以上１以下の範囲であると高い飽和磁束密度が得られ、Ｒｅの添加量が原子％で０．１以上０．５以下の範囲であるとさらに高い飽和磁束密度が得られるからである。
【００３６】
また、本発明の軟磁性合金には、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちの１種または２種以上の元素Ｔを、０以上５原子％以下含有していてもよい。これらは半金属元素として知られており、Ｆｅを主成分とする体心立方晶の相に固溶する。これらの元素の含有量が５原子％を越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。
【００３７】
また、元素Ｔには、軟磁性合金の電気抵抗を上昇させ、鉄損を低下させる効果があるが、Ａｌはその効果が大きい。またＧｅ、Ｇａは結晶粒の径を微細化させる効果がある。従ってＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうち、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａは添加した効果が特に大きく、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａの単独添加もしくはＡｌとＧｅ、ＡｌとＧａ、ＧｅとＧａ、ＡｌとＧｅとＧａの複合添加とすることがより好ましい。
【００３８】
また、上記組成系の軟磁性合金において、他に、必要に応じてＺｎ、Ｃｄ、  Ｉｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添加することで軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。
上記組成系の軟磁性合金において、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で用いる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。
【００３９】
本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造するには、例えば、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系、又は（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金（ただし、ＺはＮｉ,Ｃｏのうち１種または２種以上の元 素、ＭはＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆ,Ｖ,Ｎｂ,Ｔａ,Ｍｏ,Ｗから選ばれた１種または２種以 上の元素、ＴはＳｉ,Ａｌ,Ｇｅ,Ｇａから選ばれた１種または２種以上の元素で ある。）をアーク溶解、高周波誘導溶解等の手段で溶解した合金溶湯を急冷し、非晶質相を非晶質相を主体とする薄帯を作製するに際して、上記合金溶湯にさらにＹを含む希土類元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元素Ｒｅを添加し、このとき添加する元素Ｒｅの種類と添加量を調整する。ここで薄帯を作製する具体的方法としては、特開平４−３２３３５１号公報に記載されているような流体冷却法や、単ロールを用いた急冷法等を採用することができる。
【００４０】
ついで、作製した薄帯を熱処理することにより、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶質相と、平均粒径３０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、目的とするＦｅ基軟磁性合金が得られる。
【００４１】
熱処理により平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄帯等が非晶質相を主体とする組織となっており、これを加熱すると、ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以下のＦｅを主成分とする体心立方構造の結晶粒からなる微細結晶相が析出するからである。
このｂｃｃ構造を有するＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が析出する温度は、合金の組成によるが４８０〜５５０℃程度である。またこのＦｅの微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆｅ3Ｂ、あるいは合金にＺｒが含まれる場 合にはＦｅ3Ｚｒ等の軟磁気特性を悪化させる化合物相が析出する。このような 化合物相が析出する温度は、合金の組成によるが７４０〜８１０℃程度である。
【００４２】
したがって、本発明において、非晶質合金薄帯等を熱処理する際の保持温度は４８０℃〜８１０℃の範囲で、体心立方構造を有するＦｅの結晶粒を主成分とする微細結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が析出しないように、合金の組成に応じて好ましく設定される。
【００４３】
上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温速度は、２０〜２００℃／分の範囲が好ましく、４０〜２００℃／分の範囲とするのがより好ましい。
昇温速度が遅いと製造時間が長くなるので昇温速度は速い方が好ましいが、加熱装置の性能上、２００℃／分程度が上限とされる。
【００４４】
また、非晶質合金薄帯等を上記保持温度に保持する時間は、０〜６０分間とすることができ、合金の組成によっては０分、すなわち昇温後直ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする効果を得ることができる。また、保持時間は６０分より長くしても磁気特性は向上せず、製造時間が長くなり生産性が悪くなるので好ましくない。
また、特にＳｉを含まない組成の場合には、１０分以下の保持時間としても目的とする効果を得ることができる。
これは、Ｓｉを添加した場合には、ＦｅにＳｉを充分に固溶させる必要があり、保持時間を長くする必要があるからである。
【００４５】
【実施例】
以下、実施例、比較例により更に具体的に説明する。
［実施例１］
（試料の作製）
Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる組成に なるように原料を調整し、それをＮ2ガス雰囲気中で 高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得る。その母合金から、Ｎ2ガス雰囲気中においてノ ズル内で高周波溶解し、溶湯をノズルより高速回転し ている銅ロールに吹き出 させて急冷する液体急冷法を用いて、厚さ約２０μｍ、幅約１５ｍｍの合金薄帯を得た。次に得られた薄帯を、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に機械的に打ち抜き、熱処理を行い試料（実施例の試料）を得た。熱処理条件は、昇温速度  １８０゜Ｃ／分、熱処理温度５６０゜Ｃ（８３３Ｋ）から６６０゜Ｃ（９３３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０゜Ｃ／分とした。
［比較例］
また、比較のためにＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｆｅ）、すな わちＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成になるように調整した原料を用いる以外は、先に述べた方法と同様にして試料（比較例の試料）を得た。
【００４６】
［測定］
上記の実施例１、比較例で得られた各試料の１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率（μ’）と保磁力の熱処理温度依存性について測定した。その結果を図１に示す。
図１に示した結果から明らかなようにＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金からなる比較例の試料は、熱処理温度を変更しても保磁力はあまり変化しないが、透磁率については熱処理温度が６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）を超えると低下していることがわかる。
Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）なる組成の 合金からなる実施例１の各試料は、熱処理温度を変更しても実効透磁率や保磁力があまり変化しないことがわかる。これら実施例１の試料のうちでＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｎｄ0.5な る組成の合金からなる試料は、透磁率が最も高く、保磁力も低いことがわかる。
【００４７】
次に、熱処理温度６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）、保持時間５分とした以外は先に述べた方法と同様にして作製したＦｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、   Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯からなる試料の飽和磁束密度（Ｂs）、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率（μ’）と、保磁力と、磁歪（ λｓ）の添加する元素Ｒｅ依存性について調べた結果を図２に示す。
図２に示した結果から飽和磁束密度については、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂ系の合金に添加する元素ＲｅがＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれの場合においてもＦｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金薄帯からなる試料と同じ程度の約１．５Ｔ以上のものが得られていることがわかる。また、実効透磁率については、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、  Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に大きくなっており、保磁力については、Ｙ、Ｌａ、  Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に低下していることがわかる。また、磁歪については、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄの順に直線状に低下しており、従って、添加するＲｅが０．５原子％と少なくしても、Ｒｅとして用いる元素の種類を変更することにより、得られるＦｅ基軟磁性合金が示す磁歪を変更できることがわかる。
【００４８】
図３に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、   Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理前の構造をＸ線回析法により調べた結果を示す。
また、図４に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、   Ｎｄ、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理後の構造をＸ線回析法により調べた結果を示す。ここでの熱処理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／分、熱処理温度６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０゜Ｃ／分としたものである。
図３より、急冷状態では非晶質に特有のハローな回析図形が認められ、熱処理後には体心立方晶に独特の回析図形が認められ、また、図４より本合金の構造が熱処理により、非晶質から非晶質相中に体心立方晶のＦｅを主成分とするｂｃｃ相（ｂｃｃ−Ｆｅ）が析出したものに変化したことがわかる。また、熱処理後のものにはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄやこれらの化合物の結晶の析出は認められないことから、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄは非晶質相に残留しているものと考えられる。
【００４９】
図５に、Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、   Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の熱処理後に析出するＦｅを主成分とするｂｃｃ相の平均結晶粒径と（１１０）面の格子定数の添加する元素Ｒｅ依存性を示す。
図５に示した結果からＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金薄帯の熱処理したものは、ＲｅとしてＦｅを添加した合金薄帯（Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3）よりもＦｅを主成分とするｂｃｃ相の平均結晶粒径が大きくなっていることが分かる。
また、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金薄帯を熱処理したものの（１１０）面の格子定数は、ＲｅとしてＦｅを添加した合金薄帯を熱処理したものとほぼ同じ値であることから、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、  Ｎｄは非晶質に残留していることがわかる。なお、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｆｅのいずれかを添加した合金薄帯の熱処理後の（１１０面）の格子定数がｂｃｃ−Ｆｅの格子定数より大きくなっているのは、ＺｒやＢが結晶相に固溶したためであると考えられる。
【００５０】
以上のことからＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加した合金薄帯を熱処理したものは、Ｒｅが非晶質相に残留し、また、ＲｅとしてＦｅを添加したものに比べてｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒の数が少なく、これによってｂｃｃ−Ｆｅの粒径が大きくなったためであると考えられる。
一方、ＲｅとしてＦｅを添加した合金薄帯を熱処理したものは、ｂｃｃ−Ｆｅの粒径が小さくなっており、これは、ＲｅとしてＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄのいずれかを添加したものに比べて、ｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒が多数生成し、これによって、ｂｃｃ−Ｆｅの粒径が微細となったためであると考えられる。
【００５１】
Ｆｅ90-zＺｒ7Ｂ3Ｎｄz（ｚ＝０〜１０）なる組成になるように調整した原料 を用いる以外は、先に述べた方法と同様にして試料の飽和磁束密度（Ｂs）、   １０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける実効透磁率（μ’）と、保磁力（Ｈc）と、磁歪 （λｓ）の添加する元素Ｒｅの添加量依存性について調べた結果を図６に示す。ここでの熱処理条件は、昇温速度１８０゜Ｃ／分、熱処理温度６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）、この熱処理温度での保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０゜Ｃ／分としたものである。
図６に示した結果からＲｅの添加量が増加すると、磁歪が増大していることがわかり、それは非晶質相の体積分率が増加したためである。
また、Ｒｅの添加量が６原子％を超えると、保磁力が大きくなることがわかる。
【００５２】
（実施例２）
下記表１、表２に示す各組成になるように原料を調整し、それを実施例１の試料を作製したときと同様の条件にて、母合金としたのち液体急冷法を用いて、厚さ約２０μｍ、幅約１５ｍｍの合金薄帯を得た後、外径１０ｍｍ、内径６ｍｍの円環状に打ち抜いたものを１５枚程度重ねて熱処理を行って、各種の試料（Ｎｏ.１〜３２）を得た。なお、ここでの熱処理温度については下記表１、表２に記載された通り、６１０゜Ｃ（８８３Ｋ）、６２０゜Ｃ（８９３Ｋ）、６３０゜Ｃ（９０３Ｋ）、６４０゜Ｃ（９１３Ｋ）のいずれかであり、上記の熱処理温度までの昇温速度は１８０℃／分、保持時間は５分、降温速度（冷却速度）は１８０℃／分とした。
得られた各種の試料の磁気特性と、磁歪と、試料を構成する組織中に析出したｂｃｃ構造を有するＦｅ（ｂｃｃＦｅ）の結晶粒の粒径を調べた結果を表１、表２に合わせて示す。なお、透磁率については、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅの磁界をかけて測定を行った。
【００５３】
【表１】
0003723016.tif 000002
【００５４】
【表２】
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【００５５】
表１乃至表２に示す結果から、ＦｅとＢとＭ（Ｎｂ、又はＮｂとＺｒ）に、元素Ｒｅとして、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄを添加した各組成の試料は、飽和磁束密度が１．３７Ｔ以上で、最高１．６０Ｔ（試料Ｎｏ.２９）と大きな値を示していることがわかる。また、１０ｋＨｚ、５ｍＯｅにおける透磁率は７０００以上で最高４５０００（試料Ｎｏ.３１）の大きな値となっており、さらに、保磁力は０．０４Ｏｅ（試料Ｎｏ.３１）〜０．３９Ｏｅと小さな値となっており、組成及び組成比が本発明の範囲である各試料が優れた軟磁気特性を示していることがわかる。また磁歪についても１０-7の小さな値が得られており、特に試料Ｎｏ.２３においては零であった。さらに、各試料のｂｃｃＦｅの結晶粒の平均結晶粒径は表１乃至表２にも示されている通り、１２〜１８ｎｍの値を示しており、このように小さな結晶粒径を有していることにより、組成及び組成比が本発明の範囲である各試料が優れた軟磁気特性が得られていることがわかる。
【００５６】
【発明の効果】
以上説明したように本発明にあっては、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に、Ｙを含む希土類元素のうちの１種または２種以上の元素Ｒｅを添加することにより、高飽和磁束密度及び高透磁率を維持したままで磁歪が制御できる。
それは、元素Ｒｅは非晶質形成能を有する元素であるため、添加する元素Ｒｅの種類や添加量を調整することによりＦｅ基軟磁性合金中の非晶質相の体積分率をコントロールでき、これにより磁歪を調整できるからである。また、上記元素Ｒｅは、（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ系の合金または（Ｆｅ又はＦｅ−Ｚ）−Ｂ−Ｍ−Ｔ系の合金に少量添加するだけで、磁歪を調整できるので、軟磁性合金中のＦｅやＣｏやＮｉの濃度の減少が少なくて済むので、飽和磁束密度は高いまま維持できる。
また、上記元素Ｒｅは安価であり、非晶質形成能を有する元素であるので、この元素Ｒｅを添加することにより、高価なＢやＭの添加量を少なくできるので、コストダウンが可能である。それは、上記元素Ｒｅは、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留するので、不純物とならず、また、ＢやＭと同様の役目をするので、その分、ＢやＭの添加量を減らすことができるからである。
また、本発明のＦｅ基軟磁性合金において、上記組成式中のＭに、ＺｒとＮｂのうちの少なくとも１種が含まれるようにしたものにあっては、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質形成能を維持したままで、コストを低く抑えることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ ）なる合金からなる試料と、Ｆｅ90Ｚｒ7Ｂ3なる組成の合金からなる試料の実効透磁率（μ’）と保磁力の熱処理温度依存性を調べた結果を示すグラフである。
【図２】  Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ 、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯からなる試料の飽和磁束密度、実効透磁率と、保磁力と、磁歪の添加する元素Ｒｅ依存性を示すグラフである。
【図３】  Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ 、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の自由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理前の構造のＸ線回析図形を示すグラフである。
【図４】  Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ ）なる組成の合金薄帯の自由面（銅ロールに接触していない側の面）の熱処理後の構造のＸ線回析図形を示すグラフである。
【図５】  Ｆｅ89.5Ｚｒ7Ｂ3Ｒｅ0.5（Ｒｅ＝Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ 、Ｆｅ）なる組成の合金薄帯の熱処理後に析出するＦｅを主成分とするｂｃｃ相の平均結晶粒径と（１１０）面の格子定数の添加する元素Ｒｅ依存性を示すグラフである。
【図６】  Ｆｅ90-zＺｒ7Ｂ3Ｎｄz（ｚ＝０〜１０）なる組成の合金薄帯か らなる試料の飽和磁束密度、実効透磁率と、保磁力と、磁歪の添加する元素Ｒｅの添加量依存性を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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