【事件の表示】
　特許第３０５８６７５号「超微結晶磁性合金」の請求項１、２、５、６に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３０５８６７５号の請求項１、２、５、６に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３０５８６７５号の請求項１〜請求項６に係る発明についての出願は、平成２年１１月２１日（優先権主張、平成１年１１月２２日、日本）になされ、平成１２年４月２１日に、その発明について特許の設定登録がなされ、その後、請求項１、２、５及び６に係る特許について、特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１３年１１月１９日に訂正請求がなされ、さらに、平成１４年６月１２日に、その訂正請求書の補正がなされたものである。
２．訂正の適否についての判断
　平成１４年６月１２日になされた訂正請求書の補正は、平成１３年１１月１９日付けの訂正請求書における「請求の理由」の欄を、全文訂正明細書と整合するように訂正するものであり、請求書の要旨を変更するものではないから、以下、平成１３年１１月１９日付けの訂正請求書に基づいて訂正の適否について検討する。
2-1.訂正の内容
　ａ．特許請求の範囲の請求項１〜４における「・・・の組成を有する合金であって・・・」を、それぞれ、「・・・の組成を有する液体急冷合金であって・・・」と訂正する。
　ｂ．明細書第11頁15〜17行の「非晶質合金は通常、単ロール法や双ロール法等の液体急冷法や、スパッタ法や蒸着法等の気相急冷法等により製造する。」を、「非晶質合金は通常、単ロール法や双ロール法等の液体急冷法等により製造する。」と訂正する。
　ｃ．第１表の本発明例のNo欄における「18、19、20」を、「54、55、56」と訂正する。
　ｄ．実施例４の全記載及び第３表を削除する。
2-2.訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　ａの訂正は、本件請求項１〜４に係る発明の「超微結晶磁性合金」を、実施例１〜３等の記載に基づいて「液体急冷合金」に限定するものであるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第１号の特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
　ｂ及びｄの訂正は、ａの請求項１〜４の訂正に伴い、対応する明細書の記載を整合するように訂正及び削除するものであるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第３号の明りょうでない記載の釈明を目的とする訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
　ｃの訂正は、第２表との関係において第１表の記載の明らかな誤記を訂正するものであるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第２号の誤記の訂正を目的とする訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
2-3.独立特許要件
　上記請求項３及び４に係る訂正は、特許異議の申立てがされていない請求項についての訂正であって、特許請求の範囲の減縮を目的とするものに該当するから、訂正明細書の請求項３及び４に係る発明の独立特許要件について検討する。
　訂正明細書の請求項３及び４に係る発明は、組成式：Ｆｅ100-x-y-aＭxＢyＮa（原子％）で表される超微細結晶磁性合金及び組成式：Ｆｅ100-x-y-z-aＭxＢyＸzＮa（原子％）で表される超微細結晶磁性合金であり、それぞれ、訂正明細書の請求項１及び２に係る発明の組成にＮａが付加されており、請求項１及び２に係る発明をさらに限定したものである。
　そして、訂正明細書の請求項１及び２に係る発明が、下記「3-4.当審の判断」のとおり、特許異議申立人が提出した甲第１号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものではなく、また、甲第２号証に記載された発明でもなく、甲第２〜４号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものでもなく、さらに、請求項１に係る発明が、甲第５号証に記載された発明でもなく、甲第５号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものでもないから、請求項１及び２に係る発明をさらに限定した請求項３及び４に係る発明は、出願の際、独立して特許を受けることができるものである。
2-4.訂正の適否についての結論
　したがって、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び第３項で準用する第１２６条第２項から第４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議申立てについての判断
3-1.本件発明
　上記２で示したとおり、上記訂正が認められるから、本件請求項１、２、５及び６に係る発明は、上記訂正請求に係る訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１、２、５及び６に記載された次のとおりのものである。
　「【請求項１】組成式：
　Ｆｅ100-x-yＭxＢy（原子％）
で表され、ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Mo，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦15、２≦ｙ≦25、７≦ｘ＋ｙ≦35の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも50％が粒径500Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微細結晶磁性合金。（以下「本件第１発明」という。）
【請求項２】組成式：
　Ｆｅ100-x-y-zＭxＢyＸz（原子％）
で表され、ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Mo，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはSi，Ge，Ｐ，Ga，Al，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦15、２≦ｙ≦25、０＜ｚ＜４、７≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦35の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも50％が粒径500Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微細結晶磁性合金。（以下「本件第２発明」という。）
【請求項５】10≦ｙ≦20であることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の超微結晶磁性合金。（以下「本件第５発明」という。）
【請求項６】粒径約200Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の超微結晶磁性合金。（以下「本件第６発明」という。）」
3-2.申立て理由の概要
　特許異議申立人は、甲第１〜５号証を提出して、本件請求項１、２、５及び６に係る発明は、甲第１号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり、また、本件請求項１、２及び６に係る発明は、甲第２号証に記載された発明であるか、甲第２〜４号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、本件請求項１、２、５及び６に係る発明の特許は、特許法第２９条第１項第３号又は第２項の規定に違反してなされたものであり（理由１）、本件請求項１及び６に係る発明は、甲第５号証に記載された発明であるか、又は甲第５号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、本件請求項１及び６に係る発明は、特許法第２９条第１項第３号又は第２項の規定に違反してなされたものである（理由２）と、主張している。
　当審が通知した取消理由も同趣旨である。
3-3.刊行物に記載された発明
　当審が通知した取消理由において引用された刊行物１（欧州特許出願公開第３００５１１号明細書、甲第１号証と同じ）には、
　「Claim１．Fe基軟磁性合金膜からなり、上記合金膜の組織の少なくとも50％がbcc構造であり、その平均粒径が50nm以下の微結晶粒からなっている磁気ヘッド。
　・・・・・
Claim４．次の組成からなるFe基軟磁性合金膜からなるクレーム１に記載の磁気ヘッド。
　Ｆｅ100-ｕ-ｖＢｕＬｖここで、ＬはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mn，Ru，Rh，Pd，Os，Ir及びPtから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｕとｖはそれぞれ２≦ｕ≦10、０≦ｖ≦10の関係を満たす。
Claim５．次の組成からなるFe基軟磁性合金膜からなるクレーム１に記載の磁気ヘッド。
　Ｆｅ100-ｕ-ｖ-ｗＢｕＬｖＸｗここで、ＬはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mn，Ru，Rh，Pd，Os，Ir及びPtから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＣ，Si，Ge，Ga，Al，In，及びSnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｕとｖとｗはそれぞれ２≦ｕ≦10、０≦ｖ≦10、０＜ｗ≦10の関係を満たす。」（Claim１、Claim４及びClaim５）
が記載され、また、
　「実施例１
　原子％でFe99.5-xRu0.5Ｂxの２μm厚の合金膜が、マグネトロンスパッタリング装置を使用することによってフォトセラム基板上に形成された。この合金のＸ線回折の結果、Feのbcc固溶体からなる結晶質粒子を含有することが、また、透過電子顕微鏡観察の結果個々の結晶粒子は、最大500Åの粒径であることが、それぞれ判明した。表１は、この合金膜の飽和磁束密度Bs及び飽和磁歪λｓを示す。
　この発明の合金膜は、表１から高い飽和磁束密度及び小さい磁歪をもつことが明らかである。そして、ｘが10％を超えると、飽和磁束密度は減小し、非晶質化しやすくなり、その磁歪は増大する。　実施例２
　表２に示される組成をもつ厚さが２μmの合金膜が、イオンビームスパッタリング法により作製され、300℃、１時間熱処理され、１MHzにおけるμe1Mが測定された。それぞれの膜は、bcc構造を持つFe固溶体からなる結晶粒を有し、結晶粒径は500Å以下であった。結果は表２に示され、３日間水に浸漬した後の各合金膜の耐食特性についても併せて示される。表２中において、Ａは実質的に錆を生じないを、Ｂは僅か錆を生じるを、Ｃは全体的に錆を生じるを、それぞれ示している。この発明の合金は、１MHzにおいて900を超える高い透磁率を有し、比較的優れた耐食性を有していることが明らかであり、ＶＴＲ、コンピュータ用磁気ヘッドに好適である。」（第6頁下から7行〜第７頁下から７行）
　「実施例７
　原子％で72.5％Fe、0.9％Cu、3.2％Nb、10.8％Si及び12.6％Ｂの組成を有する厚さ３μmの非晶質合金膜を実施例１と同様な方法で作製した。・・・次に、この非晶質合金膜をＮ２ガス雰囲気中において530℃に30分間保持後室温まで冷却した。・・・透過電子顕微鏡による観察の結果、合金組織50％以上が最大粒径100〜200Åの微細な結晶粒からなることが確認された。この結晶粒は、Ｘ線回折の結果、bcc構造を持つFe固溶体で構成されていた。・・・
　実施例８
　表５に示される組成をもつ合金膜が、実施例７と同様な方法で作成され、・・・」（第8頁9〜27行）
と記載され、
　表１には、ｘが1〜12原子％の合金についてBs及びλsが示され、表２には、一般式Fe100-u-vＢuＬv、Fe100-u-v-wＢuＬvＸwの合金において、uが２〜９原子％、vが１〜３原子％、wが１〜６原子％の合金が示され、表５には、Fe71.6Cu0.9Nb5Si15.5B7、Fe71.3Cu1.1Nb5.1Si10.5B12、Fe70.8Cu1.5Mo5.2Si13.5B9、Fe70.5Cu2.0Mo5.0Si13.5B9、Fe79.7Cu1.1Nb10.0B9.2等の合金が示されている。
　同じく引用された刊行物２（特開昭６４−２８３４３号公報、甲第２号証と同じ）には、
　「(1)組成式：
　Ｆｅ100-x-yＭyＢx（原子％）で表わされ、
　ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mn，Ru，Rh，Pd，Os，Ir，Ptから選ばれる少なくとも１種の元素であり、
　2≦ｘ≦10，0≦ｙ≦10
の関係の組成を有する体心立方構造を持つ多結晶合金膜であって、各結晶粒の最大寸法で測定した結晶粒径が500Å以下の平均粒径を有することを特徴とする磁気ヘッド用合金膜。
(2)組成式：
　Ｆｅ100-x-y-zＭyＢxＡz（原子％）で表わされ、
  ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mn，Ru，Rh，Pd，Os，Ir，Ptから選ばれる少なくとも１種の元素、ＡはＣ，Si，Ge，Ga，Al，In，Snから選ばれる少なくとも１種の元素であり、
　2≦ｘ≦10，0≦ｙ≦10，0＜ｚ≦10
の関係の組成を有する体心立方構造を持つ多結晶合金膜であって、各結晶粒の最大寸法で測定した結晶粒径が500Å以下の平均粒径を有することを特徴とする磁気ヘッド用合金膜。
  ・・・・・
(5)特許請求の範囲第１項乃至第４項に記載の磁気ヘッド用合金膜において、各結晶粒の最大寸法で測定した結晶粒径が50〜200Åであることを特徴とする磁気ヘッド用合金膜。」（特許請求の範囲第１項、第２項、第５項）
が記載され、また、
　「結晶粒径は500Å以下の必要があり、500Åを越えると透磁率が低下し、好ましくない。特に好ましい結晶粒径の範囲は50〜200Åである。」（第3頁左上欄19行〜右上欄2行）
　「本発明の合金膜は、通常スパッタリングやイオンプレーティング、真空蒸着法、クラスター・イオンビーム法等により作製される。」（第3頁右上欄17〜19行）
　「実施例１
　Fe99.5-xRu0.5Bx　1≦x≦12で表される組成の厚さ2μmの合金膜をスパッタ法により作製した。得られた合金膜はＸ線回折の結果bcc構造のFe固溶体からなっており、電子顕微鏡による観察の結果、500Å以下の結晶粒径であることが確認された。・・・
　実施例２
　第２表に示す組成の厚さ２μmの合金膜をイオンビームスパッタ法により作製し300℃で１時間処熱理を行った後１MHzにおける透磁率μ1Mを測定した。得られた膜はbcc構造のFe固溶体であり、結晶粒径は500Å以下であった。得られた結果を第２表に示す。又、水道水に３日間つけた後の耐食性も示す。」（第3頁右下欄1〜第４頁左上欄10行）
と記載され、
　第２表には、上記組成式：Ｆｅ100-x-yＭyＢx（原子％）又は上記組成式：Ｆｅ100-x-y-zＭyＢxＡz（原子％）で、yが１〜３原子％、xが２〜９原子％、zが１〜６原子％の合金が示されている。
　同じく引用された刊行物３（特開昭６４−３１９２２号公報、甲第３号証と同じ）には、
　「(1)Fe基合金溶湯を急冷することにより非晶質合金とする工程と、bccFe固溶体からなる超微細結晶粒を組織の少なくとも50％形成するための熱処理工程とを含むことを特徴とするFe基磁性合金の製造方法。
　(2)前記熱処理工程が前記各結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が500Å以下になるようにする工程であることを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載のFe基磁性合金の製造方法。
　(3)前記熱処理工程が前記各結晶粒の最大寸法で測定した粒径の平均が20〜200Åになるようにする工程であることを特徴とする特許請求の範囲第２項に記載のFe基磁性合金の製造方法。」（特許請求の範囲第１項〜第３項）
が記載され、また、
　「Cu添加により結晶核が多数できることと結晶粒が成長しにくいため結晶粒微細化が起こると考えられるが、この作用はNb，Ta，Ｗ，Mo，Zr，Hf，Ti等の存在により特に著しくなると考えられる。」（第3頁右下欄13〜16行）
　「Cuを添加しない場合は結晶粒は微細化されにくく、半金属元素特にＢ等が多い組成系の場合には軟磁気特性が得にくい。」（第4頁左上欄12〜14行）
　「実施例１
　原子％でCu 1％，Si 13.5％，Ｂ 9％，Nb 3％及び残部実質的にFeからなる組成の母合金を高周波溶解により作製した。
　得られた合金の組成を光学顕微鏡（1000倍）により観察したところ第１図(b)に示すような不均一な形態の共晶組織が認められた。結晶粒はμmオーダーの大きさであった。この母合金のＸ線回折パターンは第１図(a)に示すようにbcc構造のFe固溶体、Cuと化合物相のピークが認められた。
　次に第２図に示すような単ロール装置により幅5mm、厚さ18μmの上記組成の合金薄帯を作製した。・・・
　次に単ロール法で作製した合金薄帯のＸ線回折を行った。・・・
　結晶粒は認められずほぼ完全な非晶質となっていた。・・・
　次にこの合金をＮ２ガス雰囲気の550℃に保持した炉に１時間入れ取り出し室温まで冷却した。
　熱処理を行った合金のＸ線回折パターンは第４図(a)に示すようにbcc構造のFe固溶体のピークが認められるだけで、化合物相のピークは認められなかった。透過電子顕微鏡による組織は第４図(b)に示すように組織の大部分が100〜200Åの超微細な結晶粒からなっており、この結晶粒は電子回折の結果bcc構造のFe固溶体であることが確認された。」（第6頁左上欄6行〜右上欄19行）
と記載されている。
　同じく引用された刊行物４（特公昭６０−３０７３４号公報、甲第４号証と同じ）には、
　「２．実質的に下記の式で示される成分組成よりなる鉄族元素とジルコニウムを含む脆化が小さく熱的安定性に優れる非晶質合金。
　　Xa'Yb'Zc'
　（式中：Xa'はFe，Co，Niのうちから選ばれるいずれか１種又は２種以上の元素がa'原子％含有されていることを示し；
　Yb'はCr，Mo，Ｗ，Ti，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cu，Be，Ｂ，Al，Si，In，Ｃ，Ge，Sn，Ｎ，Ｐ，As，Sb，ランタン族元素のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上の元素がb'原子％含有されていることを示し；
　Zc'はZrがc'原子％含有されていることを示し；
　前記a'，b'，c'の和は100であり、かつa'，b'，c'のそれぞれの値は下記(イ)，(ロ)，(ハ)，(ニ)，(ホ)，(ヘ)の場合に示す如くである。
(イ)YがCr，Mo，Ｗよりなる群より選ばれるいずれか１種または２種以上の元素おりなるとき、・・・
(ロ)YがTi，Ｖ，Nb，Ta，Cu，Mnよりなる群より選ばれる何れか１種又は２種以上の元素よりなるとき、・・・
(ハ)YがBe，Ｂ，Al，Siよりなる群より選ばれる何れか１種又は２種以上の元素よりなるとき、a'は67〜92、b'は13未満、c'は3〜20、但しb'とc'の和は8以上。
・・・）」（特許請求の範囲第２項）
が記載され、また、
　「本発明の非晶質合金も同様に液状状態から急速に冷却することによって線または板を製造することができる。」（第4頁第7欄6〜8行）
　「実施例１
　第２図ａに示す片ロール法により、幅約2mm、厚さ約25μmの種々の本発明の非晶質合金リボンを作製した。第２表にいくつかの本発明の合金の成分組成とこれらの合金の結晶化温度と硬さを示す。」（第6頁第12欄14〜19行）
　「次に本発明による合金のもつ磁性の熱的安定性を確認するために、・・・の非晶質合金を460℃で10分間加熱して歪を取除いた後、これをさらに100℃で1000分間加熱したが保磁力は0.03Osを示し、全く変化がなかった。」（第8頁第15欄25〜30行）
と記載され、
　第２表には、合金Fe86B5Zr9の結晶化温度が、537℃であることが示されている。
　同じく引用された刊行物５（Materials Transactions,JIM,Vol.31,No.8(AUGUST 1990),P.743〜746、甲第５号証と同じ）には、
　「超微細結晶粒構造のbccFe-Zr-Ｂ合金の高飽和磁気特性と軟磁気特性」と題し、
　「新しい軟磁性材料は、１kHzで13000〜15000の高い透磁率（μe）を示すとともに1.60〜1.70Ｔの高い磁化率（B800）を示し、その組成は5〜7at％Zrと2〜6at％ＢからなるFe-Zr-B合金から製造された。また、この材料は溶融法で得られたFe-Zr-Bの非晶質リボンを873〜923Ｋの範囲に１時間加熱する焼なましによって製造されたbcc相からなり、そしてその結晶粒径は15〜20nmである。」（第743頁7〜10行）
と記載され、
　第746頁の表１には、Fe91Zr7B2、Fe89Zr7B4、Fe89Zr5B6、Fe91Hf7B2などの磁気特性、結晶構造及びサンプルの厚さが記載されている。
3-4.当審の判断
　(1)申立て理由１について
　本件第１発明と刊行物１に記載された発明とを対比すると、刊行物１には、組成式：Ｆｅ100-u-vＢuＬv、ここで、ＬはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、実質的にuが２〜９原子％、vが１〜３原子％であるFe基磁性合金膜であって、その少なくとも50％がbcc構造の平均粒径が50nm（500Å）以下の微細結晶粒からなるものが記載されており、刊行物１に記載された発明の合金成分Ｌは、本件第１発明の合金成分Ｍに相当するから、両者は、
　「組成式：
　Ｆｅ100-x-yＭxＢy（原子％）　
で表され、ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、２≦ｙ≦９、ｘ＋ｙ≦12の関係の組成を有する合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも50％が粒径500Å以下の微細結晶粒からなる超微細結晶磁性合金。」
である点で一致し、本件第１発明が、液体急冷合金であるのに対し、刊行物１に記載された発明は、合金膜であり、液体急冷合金ではない点、本件第１発明が、Ｍ成分の原子％ｘが４≦ｘ≦15であるのに対し、刊行物１に記載された発明は、実質的に１〜３％である点で相違する。
　上記相違点について検討する。
　本件第１発明は、液体急冷合金を結晶化熱処理することにより非晶質相から微細結晶粒を形成させるものであり、「ＭはＢとの複合添加により、結晶粒を微細化する効果を有するとともに、耐熱性を向上する効果を有する」（本件特許公報第４欄39〜42行）という効果を達成するために、Ｍ成分を４原子％以上としたものである。
　これに対し、刊行物１に記載された発明は、スパッタリング等により形成される合金膜であり、液体急冷合金に適用することは何ら示唆されておらず、また、本件第１発明と組成の異なるCu成分を含有する合金膜については、Ｍ成分が４原子％以上のものも示されているが、液体急冷合金の結晶粒を微細化するとともに、耐熱性を向上させる目的で、Ｍ成分を４原子％以上とすることは示唆されていないから、上記相違点に示した本件第１発明の構成を当業者が容易に想到し得たとはいえない。
　したがって、本件第１発明は、刊行物１に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
　また、本件第２発明と刊行物１に記載された発明とを対比すると、刊行物１には、組成式：Ｆｅ100-u-v-wＢuＬvＸw、ここで、ＬはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはSi，Ge，Ga，Alから選ばれた少なくとも１種の元素であり、実質的にuが２〜９、vが１〜３、wが１〜６であるFe基合金膜からなる磁気ヘッドであって、その少なくとも50％がbcc構造の平均粒径が50nm（500Å）以下の微細結晶粒からなるものが記載されており、刊行物１に記載された発明の合金成分Ｌ、Ｘは、それぞれ本件第２発明の成分Ｍ、Ｘに相当するから、両者は、
　「組成式：
　Ｆｅ100-x-y-zＭxＢyＸz（原子％）
で表され、ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ＸはSi，Ge，Ga，Alからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、２≦ｙ≦９、１＜ｚ＜６、ｘ＋ｙ＋ｚ≦18の関係の組成を有する合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも50％が粒径500Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微細結晶磁性合金。」
である点で一致し、本件第２発明は、液体急冷合金であるのに対し、刊行物１に記載された発明は、合金膜であり、液体急冷合金ではない点、本件第２発明が、Ｍ成分の原子％ｘが４≦ｘ≦15であるのに対し、刊行物１に記載された発明は、実質的に１〜３％である点で相違する。
　上記相違点について検討すると、本件第１発明の場合と同様の理由により、上記相違点に示した本件第２発明の構成を当業者が容易に想到し得たとはいえないから、本件第２発明は、刊行物１に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
　さらに、本件第５発明は、「10≦ｙ≦20であることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の超微結晶磁性合金」の発明であり、本件第６発明は、「粒径約200Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の超微結晶磁性合金」の発明であり、液体急冷合金及びＭ成分の含有量については、本件第１、２発明と構成が共通するから、本件第１、２発明と同様の理由により、刊行物１に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
　次に、本件請求項１に係る発明と刊行物２に記載された発明とを対比すると、刊行物２には、組成式：Ｆｅ100-x-yＭyＢx、ここで、ＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、実質的にｘが２〜９原子％、ｙが１〜３原子％であるFe基磁性合金膜であって、bcc構造の平均粒径が500Å以下の微細結晶粒からなるものが記載されており、刊行物２に記載された発明の合金成分Ｌは、本件第１発明の合金成分Ｍに相当するから、両者は、
　「組成式：
　Ｆｅ100-x-yＭxＢy（原子％）　
で表され、ここでＭはTi，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Cr，Ｗ，Mnから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、２≦ｙ≦９、ｘ＋ｙ≦12の関係の組成を有する合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも50％が粒径500Å以下の微細結晶粒からなる超微細結晶磁性合金。」
である点で一致し、本件第１発明が、液体急冷合金であるのに対し、刊行物２に記載された発明は、合金膜であり、液体急冷合金ではない点、本件第１発明が、Ｍ成分の原子％ｘが４≦ｘ≦15であるのに対し、刊行物２に記載された発明は、実質的に１〜３％である点で相違する。
　また、本件第２及び６発明も、刊行物２に記載された発明と上記の点で相違するものである。
　上記相違点について検討する。
　本件第１発明は、液体急冷合金を結晶化熱処理することにより非晶質相から微細結晶粒を形成させるものであり、「ＭはＢとの複合添加により、結晶粒を微細化する効果を有するとともに、耐熱性を向上する効果を有する」（本件特許公報第４欄39〜42行）という効果を達成するために、Ｍ成分を４原子％以上としたものである。
　これに対し、刊行物２に記載された発明は、スパッタリングやイオンプレーティング、真空蒸着法、クラスター・イオンビーム法等により形成される合金膜であり、液体急冷合金に適用することは何ら示唆されておらず、液体急冷合金の結晶粒を微細化するとともに、耐熱性を向上させる目的で、Ｍ成分を４原子％以上とすることは示唆されていない。
　また、刊行物３には、「液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも50％が粒径500Å以下の微細結晶粒からなる超微細結晶磁性合金。」が記載されているものの、結晶粒の微細化のためにCuとともにＭ成分を添加するものであり、結晶粒を微細化するとともに、耐熱性を向上させる目的で、Ｍ成分を４原子％以上とすることは示唆されていない。
　刊行物４には、本件第１発明と組成の重複する液体急冷合金である磁性合金が示されているが、非晶質合金であり、熱的安定性を確認するために結晶化温度程度に加熱されることがあるとしても、結晶化熱処理により非晶質相からbcc構造のFe固溶体からなる結晶粒を形成させるものではないから、結晶粒を微細化するとともに、耐熱性を向上させる目的で、Ｍ成分を４原子％以上とすることが示唆されているとはいえない。
　してみると、刊行物３及び４の記載を参照しても、上記相違点に示した本件第１、２及び６発明の構成を当業者が容易に想到し得たとはいえない。
　したがって、本件第１、２及び６発明は、刊行物２に記載された発明であるとすることはできず、刊行物２〜４に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることもできない。
(2)申立て理由２について
　特許異議申立人は、「本件特許の請求項１の発明のうちのＢが10原子％以下の超微細結晶磁性合金についての原出願の明細書には、特許請求の範囲などに、Ｆｅ100-ｘ-ｙＭｘＢｙ（原子％）で２≦ｙ≦25、５≦ｘ＋ｙ≦35であることが記載され、ｙ（Ｂの含有量）の下限を２以上にしたことについても他の成分と一緒にして、下限をはずれると耐熱性が劣化し、と極めて簡単に記載されておるのみで、実施例が全く記載されておらず、またｙの下限を２以上、ｘ＋ｙの下限を５以上に限定することおよび下限をはずれると耐熱性が劣化することは、想像して記載することができることであるので、Ｂが10原子％以下の超微細結晶磁性合金については、原出願の出願日（優先日、平成１年１１月２２日(１９８９．１１．２２)）以前に実質的に発明されていなかったものと認められ、真の出願日は本件特許の出願日の平成２年１１月２１日(１９９０．１１．２１)）である。」との主張をしているので、上記主張について検討する。
　原出願の明細書には、Ｂについて、「本発明においては、Ｂは必須の元素であり、結晶粒の微細化および、bccFe中に固溶し、磁歪や結晶磁気異方性の調整に効果がある。・・・ＭはＢとの複合添加により、結晶粒を微細化する効果および耐熱性を向上する効果を有する。」（第６頁11〜18行）と記載され、ＭとＢを複合添加したものが耐熱性を向上する効果を有することが第２表に示されており、Ｂは、２原子％以上添加すれば、結晶粒の微細化および、bccFe中に固溶し、磁歪や結晶磁気異方性の調整に効果があり、Ｍとの複合添加により、耐熱性を向上する効果も有するものと認められるから、Ｂが10原子％以下の実施例がないからといって、Ｂが10原子％以下の超微細結晶磁性合金について、原出願の出願日以前に実質的に発明されていなかったものとすることはできない。
　よって、本件請求項１及び６に係る発明は、その出願日として優先権主張の基礎とした原出願の出願日である１９８９年１１月２２日が認められる。
　しかるに、刊行物５は、日本金属学会より１９９０年８月に発行された刊行物である。
　したがって、刊行物５は、本件請求項１及び６に係る発明に対して、公知文献とはなり得ないから、この特許異議申立ての理由は採用できない。
４．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件請求項１、２、５及び６に係る発明の特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件請求項１、２、５及び６に係る発明の特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１４年８月２２日（２００２．８．２２）
【訂正の要旨】
　ａ．特許請求の範囲の請求項１〜４における「・・・の組成を有する合金であって・・・」を、特許請求の範囲の減縮を目的として、それぞれ、「・・・の組成を有する液体急冷合金であって・・・」と訂正する。
　ｂ．明細書第１１頁１５〜１７行の「非晶質合金は通常、単ロール法や双ロール法等の液体急冷法や、スパッタ法や蒸着法等の気相急冷法等により製造する。」を、明りょうでない記載の釈明を目的として、「非晶質合金は通常、単ロール法や双ロール法等の液体急冷法等により製造する。」と訂正する。
　ｃ．第１表の本発明例のＮｏ欄における「１８、１９、２０」を、明りょうでない記載の釈明を目的として、「５４、５５、５６」と訂正する。
（５４）【発明の名称】
超微結晶磁性合金
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　組成式：
　　Ｆｅ１００−ｘ−ｙＭｘＢｙ　（原子％）
で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、７≦ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％が粒径５００Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微結晶磁性合金。
　【請求項２】　組成式：
　　Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚＭｘＢｙＸｚ　（原子％）
で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、０＜ｚ＜４、７≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％が粒径５００Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微結晶磁性合金。
　【請求項３】　組成式：
　　Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ａＭｘＢｙＮａ　（原子％）
で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＮはＡｕ，白金族元素，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、０＜ａ≦１０、７≦ｘ＋ｙ＋ａ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％が粒径５００Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微結晶磁性合金。
　【請求項４】　組成式
　　Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ａＭｘＢｙＸｚＮａ　（原子％）
で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＮはＡｕ，白金族元素、Ｃｏ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、０＜ｘ＜４、０＜ａ≦１０、７≦ｘ＋ｙ＋ｚ＋ａ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％が粒径５００Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする超微結晶磁性合金。
　【請求項５】　１０≦ｙ≦２０であることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の超微結晶磁性合金。
　【請求項６】　粒径２００Å以下の微細結晶粒からなることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の超微結晶磁性合金。
【発明の詳細な説明】
　［産業上の利用分野］
　本発明は、優れた磁気特性を有するとともに磁気特性の安定性に優れた、組織の大半が超微細な結晶粒からなる磁心部品、特に磁気ヘッド等に好適な超微結晶軟磁性合金に関する。
　［従来の技術］
　従来、磁気ヘッドを始めとする磁性部品に用いられる磁心材料としては渦電流損が小さく周波数特性が比較的良好なフェライトが主に用いられていた。しかし、フェライトは飽和磁束密度が低く、磁気ヘッドに用いた場合は近年の磁気記録再生装置の高記録密度化に対しては十分な特性ではない。近年、高密度磁気記録用の高保磁力を有する磁気記録媒体の特性を十分発揮するために、より高飽和磁束密度で高透磁率を示す磁心材料の要求が高まっている。このような要求に対して、近年Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金や、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系非晶質合金薄膜等が検討されている。このような試みは、例えば柴谷らによりＮＨＫ技報２９（２），５１〜１０６（１９７７）、広田らにより機能材料１９８６年８月号ｐ６８等に報告されている。
　［発明が解決しようとする課題］
　しかしながら、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金においては、高透磁率を得るには磁歪λｓと結晶磁気異方性Ｋが共に零付近にある必要があり、このような組成では、飽和磁束密度は１２ｋＧ程度が限界である。このような問題があるため、現在更に高飽和磁束密度で磁歪の小さいＦｅ−Ｓｉ合金等も検討されているが、耐食性の問題や軟磁気特性の点で不十分である。Ｃｏ基アモルファス合金の場合は高飽和磁束密度組成では結晶化しやすくなり耐熱性が悪いためガラスボンディング等が難しく工程上かなり制約を受ける。また、最近になって，高飽和磁束密度で高透磁率を磁すＦｅ−Ｍ−Ｃ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）膜が信学技報ＭＲ８９−１２，ｐ９等に報告されている。しかし、Ｃを含む合金はＣ原子が動き易いため磁気余効が起こり易く信頼性の点で問題がある。
　そこで本発明は、優れた磁気特性を有し、かつ耐熱性、信頼性に優れた合金の提供を課題とする。
　［課題を解決するための手段］
　上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本願発明者はＦｅ，Ｍ，Ｂを基本成分としＭとＢを必ず含むＦｅ基磁性合金であって（Ｍ：Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素）、結晶化熱処理することにより非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％を粒径５００Å以下の微細結晶粒とした超微結晶磁性合金が高飽和磁束密度で高透磁率を有するとともに耐熱性、磁気ヘッド等の磁心材として最適であることを見出し本発明に想到した。
　すなわち、本発明の超微結晶磁性合金は、組成式：
Ｆｅ１００−ｘ−ｙＭｘＢｙ　（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、７≦ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％を粒径５００Å以下の微細結晶粒とした超微結晶磁性合金である。
　本発明において、Ｂは必須の元素であり、結晶粒の微細化および、ｂｃｃＦｅ中に固溶し、磁歪や結晶磁気異方性の調整に効果がある。またＢがｂｃｃＦｅ中に固溶していないものも本発明に含まれる。
　Ｍは必須の元素でありＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素である。ＭはＢとの複合添加により、結晶粒を微細化する効果を有するとともに、耐熱性を向上する効果を有する。
　Ｍ量ｘ，Ｂ量ｙ及びＭとＢの総和ｘ＋ｙをそれぞれ４≦ｘ≦１５，２≦ｙ≦２５，７≦ｘ＋ｙ≦３５に限定したのは下限をはずれると耐熱性が劣化し、一方上限をはずれると飽和磁束密度の低下や軟磁気特性の劣化が起こるためである。特に耐熱性の点で望ましい範囲は、７≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２０，１５＜ｘ＋ｙ≦３０である。
　また、本発明はＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素（組成式ではＸで示す）、更にＡｇ，Ａｕ，白金族元素，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を（組成式ではＮで示す）適宜含有することを許容する。
　すなわち、組成式：
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚＭｘＢｙＸｚ　（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、０＜ｚ＜４、７≦ｘ＋ｙ＋ｚ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％を粒径５００Å以下の微細結晶粒とした超微結晶磁性合金である。
　また、組成式：
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ａＭｘＢｙＮａ　（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＮはＡｕ，白金族元素，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、０＜ａ≦１０、７≦ｘ＋ｙ＋ａ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％が粒径５００Å以下の微細結晶粒とした超微結晶磁性合金である。
　さらに、組成式：
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ａＭｘＢｙＸｚＮａ　（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＮはＡｕ，白金族元素，Ｃｏ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ＭとＢを必ず含み、４≦ｘ≦１５、２≦ｙ≦２５、０＜ｚ＜４、０＜ａ≦１０、７≦ｘ＋ｙ＋ｚ＋ａ≦３５の関係の組成を有する液体急冷合金であって、結晶化熱処理により非晶質相からｂｃｃ構造のＦｅ固溶体からなる結晶粒を形成させ、組織の少なくとも５０％を粒径５００Å以下の微細結晶粒とした超微結晶磁性合金、をも含む。
　ここで、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素（本願明細書中ではＸと総称する）は磁歪の調整、および結晶磁気異方性の調整に効果があり、１０％以下の範囲で含有される。それは、１０％を越えると磁気特性の劣化が著しくなるからである。
また、Ａｕ，白金族元素，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素（本願明細書中ではＮと総称する）は、耐食性の改善、および磁気特性の調整に効果があり、１０％以下の範囲で含有される。それは、１０％を越えると著しい飽和磁束密度の低下をもたらすからである。
　本発明合金は５００Å以下の著しく微細な結晶粒組織を有しており、特に優れた軟磁性は粒径が２００Å以下の場合に得られる。
　このような微細な結晶粒組織を組織全体に対して５０％以上存在することとするのは、これ未満では優れた軟磁気特性が得られないからである。
　なお、本発明合金は通常非晶質合金を作製後これを熱処理し、結晶化することにより製造される。熱処理条件により一部非晶質相が残存している場合があるが、この場合でも微細な結晶粒組織が組織全体に対して５０％以上存在しておれば十分な軟磁気特性が得られる。また、１００％結晶の場合ももちろん優れた軟磁気特性が得られる。
　本発明においてＭとＢは熱処理により超微細で均一なｂｃｃＦｅ結晶粒を形成し、その成長を抑える効果を有する。このため、ｂｃｃＦｅの結晶磁気異方性を見かけ上相殺し優れた軟磁気特性が得られると考えられる。
　もう一つの本発明は、前記組成の非晶質合金を製造する工程と、この非晶質合金を少なくとも５０％が粒径５００Å以下のｂｃｃＦｅ固溶体からなる組織とする結晶化熱処理を施す工程とからなることを特徴とする前記超微結晶磁性合金の製造方法である。ここにｂｃｃＦｅ固溶体とは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有する鉄（Ｆｅ）に他の元素が固溶したものであることを言うが、右の他の元素が全く固溶していない場合も含むものである。
　非晶質合金は通常、単ロール法や双ロール法等の液体急冷法等により製造する。この後不活性ガス、水素中あるいは真空中で熱処理し結晶化させ、組織の少なくとも５０％が粒径５００Å以下の結晶粒からなり、かつ前記結晶がｂｃｃ構造の結晶主体である組織とすることにより前記合金を製造する。
　本発明における結晶化のための熱処理は４５０℃以上８００℃以下の温度範囲で行なわれるのが望ましい。それは、４５０℃未満では熱処理時間を長くしても結晶化が困難であり、一方８００℃を越えると結晶粒の成長が必要以上に進行して所望の超微細結晶組織を得ることができなくなるからである。具体的熱処理温度、時間は合金組成等によって定められる。
　本発明合金は、以上のように４５０℃以上８００℃以下という高い温度の熱処理を経るものであるため、磁気ヘッド等を作製する場合、ガラスボンディングが容易で信頼性の高い磁気ヘッドを製造できる長所がある。
　また、本発明合金は磁場中で熱処理し製造することも可能である。一定方向に磁場を印加した場合は、一軸の誘導磁気異方性を生じさせることができる。また、回転磁場中熱処理を行うことにより更に軟磁気特性を改善することができる。結晶化熱処理後に磁場中熱処理することも可能である。
　［実施例］
　以下本発明を実施例に従って説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
実施例１
　原子％でＮｂ７％，Ｂ１８％、残部Ｆｅからなる組成の厚さ１８μｍの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製した。得られた薄帯のＸ線回折を行ったところ、第１図（ａ）に示すように非晶質合金に特有なハローパターンを示した。
　次に、この非晶質合金薄帯を窒素ガス雰囲気中において、６００℃で１時間保持後室温まで冷却し、Ｘ線回折を行った。第１図（ａ）に示すような半値幅の広いｂｃｃＦｅ固溶体の結晶ピークが主に認められた。なお、ＮｂとＢの化合物が形成されている可能性があるが、本観察では確認できなかった。
　透過電子顕微鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが粒径１００Å以下の超微細な結晶粒からなることが確認された。
　なお、本発明においては、微細結晶粒の割合は線分法によって求める。この線分法は一般的な方法であり、組織写真中に引かれた任意の線分（長さＬ）が横切る各結晶粒の長さ（Ｌ１，Ｌ２，Ｌ３・・・Ｌｎ）の合計（Ｌ１＋Ｌ２＋Ｌ３＋・・・Ｌｎ）を求め、これをＬで割ることにより、結晶粒の割合を求めるものである。
　なお、結晶粒の割合が多くなると組織写真上は結晶粒がほぼ組織全体を占めるように見えるが、この場合でもいくぶん非晶質相が存在するものと考えられる。というのは、結晶粒の外周部が組織写真ではぼやけており、これは非晶質相の存在による為であると考えられるからである。このように結晶粒の割合が多い場合、割合を正確な数値で表すことは困難であり、本実施例で「ほとんど」という表現を用いたのは、このような理由による。
　次にこの組成の非晶質合金からなるトロイダル磁心を熱処理温度を変え熱処理し、直流ヒステリシスカーブを直流Ｂ−Ｈトレーサ、１ｋＨｚにおける実行透磁率μｅ１ｋをＬＣＲメータにより測定した。熱処理時間は１時間、熱処理雰囲気は窒素ガス雰囲気とした。得られた結果を第２図（ａ）、第２図（ｂ）に示す。また、第３図に直流ヒステリシスカーブを示しておく。
　ｂｃｃＦｅ相が生成する結晶化温度より高い温度のｋ熱処理条件において高飽和磁束密度で高透磁率が得られることがわかる。
このように本発明合金は、非晶質合金を結晶化させることにより得られる。また、磁歪も非晶質状態よりも著しく小さくなり軟磁性材料としてより好ましい特徴もあることが確認された。
　本発明合金はＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金以上の高飽和磁束密度を有しており、μｅ１ｋも１００００を超える場合もあり、高磁束密度記録用の磁気ヘッド材やチョーク磁心、高周波トランス、センサ材等に好適である。
実施例２
　第１表に示す組成の幅５ｍｍ、厚さ１５μｍの合金薄帯を実施例１と同様な方法で作成し、直流Ｂ−ＨトレーサによりＢ１０、Ｈｃ、ＬＣＲメータにより１ｋＨｚの実効透磁率μｅ１ｋ、Ｕ函数計により１００ｋＨｚ、０．２Ｔの磁心損失Ｐｃを測定した。得られた結果を第１表に示す。なお、熱処理後の合金はいずれも粒径５００Å以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒が主体の組織であった。なお、第４図に第１表のＮｏ．１合金の直流ヒステリシスカーブを示しておく。
　本発明合金は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金やＣｏ基アモルファス合金と同等以上の高飽和磁束密度を有しており、飽和磁束密度が１６ｋＧを越えるものも得られ、μｅ１ｋもＦｅ−Ｓｉ合金等より高いため特に磁気ヘッド用合金に好適である。
実施例３
　第２表に示す組成の幅５ｍｍ厚さ１５μｍの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製した。次のこの合金薄帯を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの磁心をＡｒガス雰囲気中で５５０℃〜７００℃の範囲で熱処理し結晶化させた。熱処理後の合金はＸ線回折及び透過電子顕微鏡による組織観察の結果粒径５００Å以下のｂｃｃ構造の結晶主体であることが確認された。
　次にこの合金薄帯からなるトロイダル磁心を作成し、１ｋＨｚにおける実行透示率μｅ１ｋを測定し、次に６００℃３０ｍｉｎ保持後室温まで冷却し１ｋＨｚにおける実効透磁率μｅ１ｋ３０を測定した。μｅ１ｋ３０／μｅ１ｋを第２表に併せて示す。
　本発明合金は、従来材に比べμｅ１ｋ３０／μｅ１ｋが大きく６００℃という高い温度でも磁気特性の劣化の小さい耐熱性に優れた特性を有することが判る。このため、ガラスボンディングが必要な磁気ヘッド材、高い温度で使用するセンサ材等各種磁心材に最適である。
　また本発明合金においては、Ｂ量が高い方がμｅ１ｋ３０／μｅ１ｋが高い傾向にあり望ましい。
　さらに比較例として示したようにＭ元素の量が本発明の範囲より少ないとμｅ１ｋ３０／μｅ１ｋが低く耐熱性の点で著しく劣る。
　［発明の効果］
　本発明によれば、高飽和磁束密度、高透磁率で且つ耐熱性に優れた超微細結晶合金を提供できるためその効果は著しいものがある。
【図面の簡単な説明】
　第１図（ａ）は本発明に係る熱処理前の非晶質合金のＸ線回折パターン、第１図（ｂ）は本発明合金のＸ線回折パターン、第２図は本発明合金の磁気特性の熱処理温度異存性を示すグラフ、第３図及び第４図は本発明合金の直流ヒステリシスカーブである。