(57)【要約】【課題】本発明は、角形比が高く、保磁力が低く、高周波帯域での磁束密度が高い軟磁性合金の提供を目的の１つとする。【解決手段】本発明は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以下であり、かつ、Ｂ含有量が８原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、非晶質相と平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶相とＤＯ３型規則合金相とを主体とした混相組織とされたものである。【選択図】　　　　図１６
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以下であり、かつ、Ｂ含有量が８原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊される曲げ直径が１ｍｍ以下であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項２】
前記Ａｌ含有量が２原子％以下であることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性合金。
【請求項３】
Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以上である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊される曲げ直径が２ｍｍ以下であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金において、１００ｋＨｚの保磁力（Ｈｃ）が２２Ａ／ｍ以下、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）が０．９５以上であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金において、１００ｋＨｚの保磁力（Ｈｃ）が１５Ａ／ｍ以下、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）が０．９５以上であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金において、１００ｋＨｚの初透磁率が１００００以上であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金において、熱処理温度が４５０℃以上、６５０℃以下であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金において、急冷薄帯の面内方向に４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）以上、８０Ａ／ｍ（１０Ｏｅ）以下の印加磁場をかけて熱処理されたことを特徴とする軟磁性合金。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれかに記載の軟磁性合金において、前記微細結晶組織が規則格子を一部含む体心立方格子相を有する組織であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載の軟磁性合金において、急冷薄帯の長手方向へ磁場を印加して測定した直流Ｂ−Ｈカーブの（Ｂｒ／Ｂ１０）の値が０．５以下であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１１】
請求項１〜１０のいずれかに記載の軟磁性合金において、熱処理後の磁歪定数の絶対値が１×１０−６以下の値であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１２】
請求項１〜１１のいずれかに記載の軟磁性合金において、Ｐを０．１原子％以上、５原子％以下含有し、ＢとＰの含有量の比率をＢｂＰ１−ｂの式で示した場合に０．３５≦ｂ≦０．７５の範囲であることを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１３】
請求項１〜１２のいずれかに記載の軟磁性合金において、Ｎｉを０．１原子％以上、５原子％以下含有することを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１４】
請求項１〜１３のいずれかに記載の軟磁性合金において、Ｃｕを０．１原子％以上、３原子％以下含有することを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１５】
請求項１、２、３及び５〜１４のいずれかに記載の軟磁性合金において、以下の組成式で示されることを特徴とする軟磁性合金。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ−ｕ−ｖ−ｗＳｉｘＡｌｙＮｂｚ（ＢｂＰ１−ｂ）ｔＣｕｕＮｉｖＣｏｗ
（ただし組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｕ、ｖ、ｗはいずれも原子％で１４≦ｘ≦２０、１≦ｙ≦４、２≦ｚ≦５、５≦ｔ≦８、０≦ｕ≦３、０≦ｖ≦５、０≦ｗ≦５の範囲、ｂは０≦ｂ≦１とする。）
【請求項１６】
請求項４及び５〜１４のいずれかに記載の軟磁性合金において、以下の組成式で示されることを特徴とする軟磁性合金。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ−ｕ−ｖ−ｗＳｉｘＡｌｙＮｂｚ（ＢｂＰ１−ｂ）ｔＣｕｕＮｉｖＣｏｗ
（ただし組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｕ、ｖ、ｗはいずれも原子％で、１４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦１２、２≦ｚ≦５、５≦ｔ≦９、０≦ｕ≦３、０≦ｖ≦５、０≦ｗ≦５の範囲、ｂは０≦ｂ≦１の範囲とする。）
【請求項１７】
請求項１５または１６に記載の軟磁性合金において、０≦ｕ≦１の範囲とされたことを特徴とする軟磁性合金。
【請求項１８】
請求項１〜１７のいずれかに記載の軟磁性合金からなることを特徴とする磁心。
【請求項１９】
請求項１〜１７のいずれかに記載の急冷薄帯が合金溶湯を冷却ロールに噴出させて急冷させることにより製造されたものであり、前記冷却ロールに接しつつ急冷された側の薄帯の一面をロール面とし、反対側の面を自由面とした場合、前記薄帯のロール面を外側にしてロール巻きしてコア形状とされた後に熱処理されて得られたことを特徴とする磁心。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軟磁性合金に関するものであり、特に、可飽和リアクトル用磁心等の磁心に用いて好適な軟磁性合金及び磁心に関する。
【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。▲４▼薄い形状が得やすいこと。
従ってこの種の軟磁性合金を製造する場合、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、上述の用途に対しては、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金、Ｎｉ−Ｆｅ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】
そこで本発明者らは、非晶質合金相とｂｃｃＦｅ相の平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微結晶粒を主体とする組織を有し、飽和磁束密度が高い優れた特性のＦｅ系軟磁性合金を提供した。
このＦｅ系軟磁性合金の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−ｍＱｍ）ｎＢｘＭｙ
但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ１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、且つ、Ｚｒ，Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｍ≦０．０５、ｎ≦９３原子％、ｘ＝５．０〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。
また、Ｆｅ系軟磁性合金の他の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。
ＦｅｋＢｘＭｙ
但し、ｋ≦９３原子％、ｘ＝５．０〜８原子％、ｙ＝４〜９原子％である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところが近年、高周波機器等の特性向上に伴い、磁歪の更に低い軟磁性材料、比抵抗が高く高周波帯域においてヒステリシス損失が少ない材料、保磁力の低い材料、高角形比を有する軟磁性材料が望まれている。
これらの要望に対応するものとして、従来、Ｃｏ基のアモルファス合金材料が提供され、１００ｋＨｚの周波数において角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）が０．９８程度、保磁力（Ｈｃ）が１２〜１５Ａ／ｍ程度、高周波帯域での磁束密度（Ｂｍ）が０．４４Ｔ程度のものが提供されている。
この種のＣｏ基アモルファス合金材料は、これらの特性面では優れている面を有するが、Ｃｏという高価な材料を多量に含有しているので、価格が高い欠点を有している。また、この種のアモルファス合金材料に対して更に特性の優れた材料の開発も望まれている。
【０００５】
一方、磁心としてこの種の軟磁性合金を適用するためには、軟磁性合金の薄帯を得、この薄帯を円環状に巻き付けてリング状の磁心とする必要がある。ところが、先のＦｅを主体とする組成系の軟磁性合金においては、優れた軟磁気特性を得るためには熱処理を施す必要があり、この熱処理によりｂｃｃＦｅを主体とする微細結晶粒を析出させる必要があるが、熱処理後の薄帯は極めて脆く、曲率の小さな環状に加工することが難しい問題があった。
また、熱処理前のアモルファス状態で環状に加工するとしても、この種の合金薄帯は合金溶湯からの急冷法により製造されるので、ある急冷条件か、ある組成においてはアモルファス相中に一部結晶相が生成する場合があり、このような場合には曲率の小さな環状に加工することが難しい問題を有していた。従って熱処理前の状態で加工性に優れた薄帯が望まれていた。
【０００６】
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、角形比が高く、保磁力が低く、高周波帯域での磁束密度が高い軟磁性合金の提供を目的の１つとする。また本発明は、Ｃｏ基のアモルファス合金材料と同程度の角形比と保磁力と高周波帯域での磁束密度を有する上に低コストな軟磁性合金の提供を目的の１つとする。更に本発明は、角形比が高く、保磁力が低く、高周波帯域での磁束密度が高い上に、曲率の小さなコイル状に加工することが容易にできる軟磁性合金の提供を目的の１つとする。
【０００７】
【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。
本発明の軟磁性合金は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以下であり、かつ、Ｂ含有量が８原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊される曲げ直径が１ｍｍ以下であることを特徴とする。
【０００８】
非晶質相中に析出相として体心立方格子相の５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。Ａｌ含有量が４原子％以下であることにより、薄帯が破壊される曲げ直径を１ｍｍ以下とすることができ、さらに２原子％以下とすることで急冷後のアモルファス状態で密着曲げ可能な延性を示し、磁心等の用途に曲げ加工する際に有利となる。また、Ａｌが含有されていることにより平均結晶粒径が小さくなり、組織の微細化、低保磁力化、透磁率の向上に寄与する。特に曲げ直径が１ｍｍ以下であることにより、磁心に加工する場合に小さな曲げ直径の環状の磁心としても薄帯が破壊されることがない。
【０００９】
本発明の軟磁性合金は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以下であり、かつ、Ｂ含有量が３原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊されない曲げ直径が１ｍｍ以下であることを特徴とする。
非晶質相中に析出相として体心立方格子相の５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。Ａｌ含有量が４原子％以下であることにより粘さが向上し、磁心等の用途に曲げ加工する際に有利となる。また、Ａｌが含有されていることにより平均結晶粒径が小さくなり、組織の微細化、低保磁力化、透磁率の向上に寄与する。特に曲げ直径が１ｍｍ以下であることにより、磁心に加工する場合に小さな曲げ直径の環状の磁心としても薄帯が破壊されることがない。
【００１０】
本発明の軟磁性合金は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％を越える急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊されない曲げ直径が２ｍｍ以下であることを特徴とする。
非晶質相中に析出相として体心立方格子相の５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。Ａｌが４原子％を越えて含有されていることにより平均結晶粒径が極めて小さくなり、組織の微細化に一層寄与するとともに、低保磁力化、透磁率の向上に一層寄与する。また、Ａｌを多く含むものではヒステリシスカーブに段部が出現し、異方性が付与される。
【００１１】
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、１００ｋＨｚの保磁力（Ｈｃ）が２２Ａ／ｍ以下、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）が０．９５以上であることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、１００ｋＨｚの保磁力（Ｈｃ）が１５Ａ／ｍ以下、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）が０．９５以上であることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、１００ｋＨｚの初透磁率が１００００以上であることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、熱処理温度が４５０℃以上、６５０℃以下であることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、急冷薄帯の面内方向に４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）以上、８００Ａ／ｍ（１０Ｏｅ）以下の印加磁場をかけて熱処理されたことを特徴とする。
【００１２】
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、前記微結晶相が規則格子を一部含む体心立方格子相を有する組織であることを特徴とする。
非晶質相中に析出相として体心立方格子相の５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。一部に規則格子を含む体心立方格子相が存在することで、更に結晶磁気異方性の小さい相となり、ヒステリシス損失の低減につながる。
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、急冷薄帯の面に垂直な方向に異方性がつけられることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、熱処理後の磁歪定数の絶対値が１×１０−６以下の値であることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、Ｐを０．１原子％以上、５原子％以下含有し、ＢとＰの含有量の比率をＢｂＰ１−ｂの式で示した場合に０．３５≦ｂ≦０．７５の範囲であることを特徴とする。
【００１３】
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、Ｎｉを０．１原子％以上、５原子％以下含有することを特徴とする。
この系の軟磁性合金に対し、Ｎｉが含有されていると、角形比が向上し、保磁力も低くできる。また、電気抵抗が若干上昇するので高周波特性が良好となる。本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、Ｃｕを０．１原子％以上、３原子％以下含有することを特徴とする。
この系の軟磁性合金に対し、Ｃｕを含有させると保磁力が低くなり、角形比が良好となる。ただし、３原子％を越えて添加すると薄帯とした場合に脆くなり易くなる。
【００１４】
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、以下の組成式で示されることを特徴とする。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ−ｕ−ｖ−ｗＳｉｘＡｌｙＮｂｚ（ＢｂＰ１−ｂ）ｔＣｕｕＮｉｖＣｏｗ
（ただし組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｕ、ｖ、ｗはいずれも原子％で１４≦ｘ≦２０、１≦ｙ≦４、２≦ｚ≦５、５≦ｔ≦８、０≦ｕ≦３、０≦ｖ≦５、０≦ｗ≦５．０の範囲、ｂは０≦ｂ≦１とする。）
本発明の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、以下の組成式で示されることを特徴とする。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ−ｕ−ｖ−ｗＳｉｘＡｌｙＮｂｚ（ＢｂＰ１−ｂ）ｔＣｕｕＮｉｖＣｏｗ
（ただし組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｕ、ｖ、ｗはいずれも原子％で、１４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦１２、２≦ｚ≦５、５≦ｔ≦９、０≦ｕ≦３、０≦ｖ≦５、０≦ｗ≦５．０の範囲、ｂは０≦ｂ≦１の範囲とする。）
【００１５】
本発明の軟磁性合金は、先に記載の軟磁性合金において、０≦ｕ≦１の範囲とされたことを特徴とする。
Ｃｕの含有量については、１原子％以下であることにより、角形比を高い状態で脆くなり難い状態とすることが可能となる。
【００１６】
本発明の磁心は先のいずれかに記載の軟磁性合金からなる。
先のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁心であれば、ヒステリシス損失の少ない、磁歪の小さい、比抵抗の高い、優れたものが得られ易い。
本発明の磁心は、先のいずれかに記載の急冷薄帯が合金溶湯を冷却ロールに噴出させて急冷させることにより製造されたものであり、前記冷却ロールに接しつつ急冷された側の薄帯の一面をロール面とし、反対側の面を自由面とした場合、前記薄帯のロール面を外側にしてロール巻きしてコア形状とされた後に熱処理されて得られたことを特徴とする。
急冷により得られた薄帯のロール面側を外側にしてロール巻きした方がロール巻きする際の薄帯に対する負荷は小さくなり、特性の良好な磁心が得られ易い。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の軟磁性合金の１つは、合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に、熱処理により、５０ｎｍ以下、この好ましくは３０ｎｍ以下であり、規則格子を一部含む体心立方格子相を析出させてなり、これら結晶相の粒界に粒界非晶質相を残存させた混相組織とされており、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、Ｂ含有量が８原子％以下の組成系の軟磁性合金である。
本発明の軟磁性合金の１つは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以下であり、かつ、Ｂ含有量が８原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊されない曲げ直径が１ｍｍ以下の軟磁性合金である。また、好ましくはＡｌ含有量を２原子％以下とすることで、急冷後において確実に密着曲げが可能になる。
【００１８】
また、本発明の軟磁性合金の１つは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、Ｂ含有量が３原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、密着曲げが可能である軟磁性合金である。
更に、本発明の軟磁性合金の１つは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、それら元素のうちＡｌ含有量が４原子％以上である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊されない曲げ直径が２ｍｍ以下である軟磁性合金である。
本発明の軟磁性合金は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｎｂ−Ｂからなる合金にＡｌを添加することにより、合金の高周波帯域における保磁力を低くして、比抵抗を高め、渦電流の発生を低減し、これにより高周波での損失低減をなし得たものである。また、Ｐおよび／もしくはＮｉを含むことが更には好ましい。
更に、Ｃｏを含むことが磁気特性の温度特性を向上させる点でより好ましい。Ｃｏを添加することにより、特に角形比、保磁力の温度特性が向上する。
【００１９】
本発明に用いられる軟磁性合金の組成において、主成分であるＦｅは、磁性を担う主要元素であり、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。
また、本発明の軟磁性合金には、微細結晶核の成長速度を小さくするとともに非晶質形成能を向上することにより組織の微細化を図る元素として、Ｎｂが添加される。Ｎｂは、比較的酸化しずらく、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、Ｎｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりＮｂ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Ｎｂを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ｎｂ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｎｂ系の合金にＢを添加することが好ましい。
【００２０】
Ａｌの含有量は、８原子％以下が好ましく、この範囲の中でも脆さの特性から見ると、８原子％以下であれば２ｍｍ以下の曲げ直径で曲げて曲げ加工が可能であり、４原子％以下であれば１ｍｍ以下の曲げ直径で曲げて曲げ加工が可能であり、４原子％以上で８原子％以下の範囲であるならば、曲げ加工に耐える程度の脆さを保持しながら特性向上を図ることができる。具体的には、Ａｌを８原子％以下とすることで１００ｋＨｚの高周波帯域における磁束密度であるＢｍの値を従来のＣｏ系アモルファス材料（ＣｏＦｅＳｉＢ系）の０．４Ｔよりも高い０．５Ｔ以上にすることが可能となり、保磁力も十分に低く抑えることができる。更に、磁歪λｓの値を若干低くさせることができ、比抵抗を大きな値に維持することが可能となる。また、Ａｌ含有量を８原子％程度とすることにより、ＢＨループに段が付いて薄帯の面と垂直な方向に異方性が付与される。更に、析出相の結晶粒径はＡｌ含有量を増加するにつれて微細化する。従って保磁力を低くすることが可能となり、透磁率も向上する。
【００２１】
Ｎｉの含有量は０．１原子％以上、５原子％以下が好ましい。Ｎｉを含有させることで結晶粒径が小さくなり組織が微細化し、無磁場あるいは弱い磁場中アニールでも角形比が増加する傾向にあり、磁場中アニールの効果が向上する。これにより従来のＣｏ基アモルファス材料と同程度の優れた低保磁力と高い角形比が得られる。角形比については、例えば可飽和リアクトル用磁心に適用することを考慮すると０．９５以上は必要であり、０．９７以上が好ましい。
Ｐの含有量は０．１原子％以上、５原子％以下が好ましい。Ｐはこの系の軟磁性合金に対して保磁力を下げる効果と脆性を改善し、加工を容易とするとともに、角形比は一定を保つ効果がある。Ｐを添加する際にはＢに置換する形で添加することができる。特にＢ含有量の低い組成系において粘いものが得られ易い。またＰには、液体急冷法における合金溶湯の射出性を向上させる効果がある。従ってＰを添加することにより、合金薄帯を容易に製造することができる。
【００２２】
Ｃｏの含有量は０原子％以上、５原子％以下が好ましい。Ｃｏを含有させることで角形比、保磁力及びコアロス等の温度変化に対する変化量が少なくなり、温度特性が向上する。これにより従来のＣｏ基アモルファス材料と同程度の優れた温度特性が得られる。
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。Ｂを少なくすると、粘いものが得られ易くなる反面、非晶質化が難しくなり易いので、Ｐを含有させることで特性向上を図ることができる。
これらのことから、ＢとＰの含有量の比率をＢｂＰ１−ｂの式で示した場合に０．３５≦ｂ≦０．７５の範囲であることが好ましく、この範囲であるならば低保磁力か容易で歪の面でも良好なものが得られ易い。
その他、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。
【００２３】
本実施形態の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、以下の組成式で示される。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ−ｕ−ｖ−ｗＳｉｘＡｌｙＮｂｚ（ＢｂＰ１−ｂ）ｔＣｕｕＮｉｖＣｏｗ
（ただし組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｕ、ｖ、ｗはいずれも原子％で１４≦ｘ≦２０、１≦ｙ≦４、２≦ｚ≦５、５≦ｔ≦８、０≦ｕ≦３、０≦ｖ≦５、０≦ｗ≦５の範囲、ｂは０≦ｂ≦１とする。）
本実施形態の軟磁性合金は、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、以下の組成式で示される。
Ｆｅ１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｔ−ｕ−ｖ−ｗＳｉｘＡｌｙＮｂｚ（ＢｂＰ１−ｂ）ｔＣｕｕＮｉｖＣｏｗ
（ただし組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｔ、ｕ、ｖ、ｗはいずれも原子％で、１４≦ｘ≦２０、４≦ｙ≦１２、２≦ｚ≦５、５≦ｔ≦９、０≦ｕ≦３、０≦ｖ≦５、０≦ｗ≦５の範囲、ｂは０≦ｂ≦１の範囲とする。）
【００２４】
本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造するには、上述の組成にて示される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、アーク溶解、高周波誘導溶解等の手段で溶解してから急冷し、非晶質相を主体とする長尺のリボン状の薄帯を作製する。ここで上記の組成からなる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液体冷却法や、単ロールを用いた急冷法等を採用できる。
上記の単ロール法を採用する場合には、合金溶湯の急冷を不活性ガス雰囲気中で行っても良く、大気雰囲気中で行っても良い。
また、大気雰囲気中で行う場合には、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のみ不活性ガスを供給し、ノズルとその近傍における合金溶湯及び薄帯の酸化を防止しつつ、ノズルから冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させることにより行っても良い。
【００２５】
ついで、作製した薄帯を熱処理（アニール処理）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５０ｎｍ以下（好ましくは３０ｎｍ以下）の微細であり、規則格子を一部含む体心立方格子相を有する組織が得られ、目的とする軟磁性合金が得られる。ここでのアニール処理は組成系に応じて若干異なるが、いずれの組成系においても４５０〜６５０℃の範囲、より好ましくは５００〜５５０℃の範囲である。
熱処理により平均結晶粒径５０ｎｍ以下の微細な規則格子を一部含む体心立方格子相が析出したのは、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５０ｎｍ以下のＦｅを主成分とし、規則格子を一部含む体心立方格子相を主体とする結晶粒からなる微細結晶相が析出するからである。
これらの微細結晶相が析出する温度は、合金の組成によるが４５０℃〜６５０℃）、好ましくは５００℃〜５５０℃の範囲である。
【００２６】
例えば、上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温速度は、２０〜２００Ｋ／分の範囲が好ましく、４０〜２００Ｋ／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、２００Ｋ／分程度が上限とされる。
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、０〜１８０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１８０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。
【００２７】
以上の製造方法により得られた軟磁性合金薄帯は、環状に加工して磁心とする必要があるので、熱処理する以前の非晶質状態、あるいは、ほぼ非晶質状態で環状に巻き付けし、目的の円環状の磁心形状とした後で結晶化のためのアニール処理することが好ましい。
アニール処理により結晶化した後で巻き付け加工すると、薄帯が脆くなっているので好ましくない。熱処理することにより結晶化した磁心は所望の特性のものが得られる。例えば、Ｃｏ系アモルファス材料と同程度の磁気特性を発揮しながらコストが易い磁心を提供できる。これは、本実施形態の合金系においては、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌが主要構成元素であり、いずれの元素も低廉であるので、従来のＣｏ系アモルファス材料よりも確実に安くすることが可能となる。
【００２８】
以上説明した合金薄帯からなる磁心は、コモンモードチョークコイルや可飽和リアクトル等の磁心として供することができる。可飽和リアクトルとは、磁気的なスイッチとして動作する磁心としてスイッチング電源等に組み込まれうマグアンプ用のもの、あるいは、ビーズコアとしてダイオードやＩＣの足の部分の導体に挿通されてノイズ除去のために逆電流防止用として使用されるもの等がある。スイッチング用の可飽和リアクトルとは、例えば飽和の時にスイッチオン、未飽和の時にスイッチオフとして作動する。
【００２９】
【実施例】
（試料の製造）
ＦｅとＳｉとＡｌとＮｂとＢとＣｕの含有量を試料に応じて適宜変更した原料を調整し、それらをＡｒガス雰囲気中で高周波溶解し、溶解した原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
室温で０．２１×１０５ＰａのＡｒガス雰囲気中において、石英製の溶湯ノズルから上記母合金を溶解した合金溶湯を高速回転している銅ロールの冷却面に吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の合金薄帯を得た。
次に、得られた各種組成の合金薄帯から試料を切り出し、以下に説明する各試験に供した。
図１は得られたＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１の組成の薄帯試料について無磁場中アニール（５２５℃加熱）後の磁束密度（１００ｋＨｚにおける磁束密度）Ｂｍ（単位Ｔ）の値のＡｌ含有量依存性と、コアロス（Ｗ：ｋＷ・ｍ−３）の値のＡｌ含有量依存性と、保磁力（Ｈｃ：Ａ・ｍ−１）の値のＡｌ含有量依存性を測定した結果を示す。
【００３０】
図１に示す結果から、飽和磁化についてはＡｌ含有量が増加するにつれて徐々に低下する傾向にあるが、Ｃｏ基のアモルファス合金が０．４Ｔであることを考慮すると、Ａｌを８原子％含有する試料においても０．７Ｔ以上が確保できる。Ａｌについては８原子％程度まで含有していても磁気特性上は何ら差し支えないことが明らかである。また、コアロスと保磁力についてもＡｌ含有量が多いほど低い値を示すので問題はない。特に保磁力についてはＡｌ含有量２〜８％の範囲まで２０Ａ／ｍ前後の低い値を示し、それよりもＡｌ含有量が多い範囲では更に保磁力が低くなる傾向にあるため、必要に応じてＡｌを１２原子％程度まで加えても良い。
【００３１】
図２は先の製造方法で得られたＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１の組成の薄帯試料について無磁場中アニール（５２５℃加熱）後の磁歪（λｓ：１０−６）の値のＡｌ含有量依存性と、比抵抗（ρ：μΩ・ｍ）の値のＡｌ含有量依存性を測定した結果を示す。
図２に示す結果から磁歪λｓについてＡｌ含有量が増加してもほぼ同じで若干低下する傾向にあり、小さな磁歪を維持できていると思われる。また、比抵抗の値についてはＡｌ含有量が２〜８原子％の範囲において増加するにつれて徐々に上昇している。比抵抗が高いということは薄帯を用いて磁心を構成した場合に高周波特性において渦電流損失を低減することが可能となるので高周波帯域における損失低減の面において好ましい。
【００３２】
図３は先の方法で得られたＦｅ６６Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１の組成の薄帯試料（Ａｌ＝８原子％の試料）について直流Ｂ−Ｈループを測定した結果を示し、図４はＦｅ７４Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１の組成の薄帯試料（Ａｌ＝０の試料）について直流Ｂ−Ｈループを測定した結果を示す。磁場は薄帯長手方向へ印加して測定を行った。
図３に示す結果と図４に示す結果を比較すると明らかなように、Ａｌを含有していない試料のＢ−Ｈループが滑らかな曲線を示すのに対し、Ａｌを８原子％含有している試料のＢ−Ｈループには段がつき、飽和しずらくなっていることが明らかである。このようにＢ−Ｈループに段が付き、（Ｂｒ／Ｂｓ）の値が低い特性が得られた場合は、合金薄帯試料の長手方向に磁化困難軸が向いていると判断される。
【００３３】
以下の表１は、Ｆｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１の組成の薄帯試料において、Ｘ＝０の場合の組成の薄帯試料のＥＤＳ（エネルギー分散型分光法）分析値とＸ＝４原子％の場合の組成の薄帯試料のＥＤＳ分析値とＸ＝８原子％の場合の組成の薄帯試料のＥＤＳ分析値を併記したものである。表１の結晶相の欄の測定結果は、組織を顕微鏡観察し、顕微鏡観察により結晶相が析出している領域を５カ所選定して分析した結果の平均値を示し、非晶質相の欄の測定結果は、組織を顕微鏡観察し、顕微鏡観察により非晶質相（アモルファス相）が析出している領域を５カ所選定して分析した結果の平均値を示す。
また、図５にＸ＝４原子％の組成の合金薄帯試料の金属組織写真の模式図を示すが、この組成の薄帯試料の金属組織は不定形の規則格子を一部含む体心立方格子相とこれらの粒界を取り囲む非晶質相３からなる混相組織を呈していた。
これらの測定結果から、ＦｅとＳｉとＡｌとＮｂとＣｕを含有してなる組成系の薄帯試料では結晶相とアモルファス相のいずれにおいてもこれら全ての含有元素が存在していることが判明した。これらのことより、少なくとも結晶相はＦｅ、Ｓｉ、Ａｌを含有する相であり、ＤＯ３構造を形成すれば、良好な軟磁気特性が期待できる。
【００３４】
【表１】
2004002949.tif 000003
【００３５】
図６は先の方法で得られたＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１の組成の合金薄帯試料において、結晶相の平均結晶粒径のＡｌ含有量依存性を測定した結果を示す。
図６に示す結果からＡｌを多く含有させることで平均結晶粒径が小さくなることが明らかであり、この系の合金に対してＡｌを含有させることは金属組織の微細化に寄与することが明らかである。このようにＡｌを含有させることが金属組織の微細化に寄与することから、本発明組成系の合金にＡｌを含有させることにより、低保磁力化に寄与し、しかも透磁率を高めることができるものと推定することができる。
【００３６】
以下の表２はＦｅＡｌＳｉＮｂＢＣｕ系合金にＮｉを添加した組成系の合金を用いて先に説明した急冷法により製造した合金薄帯において印加磁場（Ａ／ｍまたはＯｅ）と１００ｋＨｚにおける磁束密度（Ｂｍ）と角形比を示すＢｒ／Ｂｍの値と保磁力Ｈｃ（Ａ／ｍ）の値を測定した結果を示す。なお、表２の印加磁場とは、５００〜５２５℃で行うアニール処理の場合に印加した磁場の強さを示す。
【００３７】
【表２】
2004002949.tif 000004
【００３８】
表２に示す測定結果から、ＦｅＡｌＳｉＮｂＢＣｕ系にＮｉを添加することにより、角形比を向上できることが明らかであり、磁場強度を最適化することにより保磁力を増大させることなく角形比を改善することができるとともに、Ａｌを８原子％含有した合金薄帯試料では磁場中熱処理の効果が減少していることが分かる。
【００３９】
図７は先の方法で得られたＦｅ７４−ｘ−ｙＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌｙなる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値を測定した結果を示す。これらの薄帯試料は５２５℃×３０分の無磁場アニールを施した試料であり、測定条件としての周波数はｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍである。
図７に示すように無磁場アニール処理した試料において、Ｎｉの含有量が４原子％以下の範囲において、Ｎｉ含有量の増加に伴って角形比の値は上昇し、ｙ＝８原子％のもので、Ｎｉが４原子％で０．９８となる。保磁力の値は低くなって改善される傾向にあり、２０Ａ／ｍ以下の値が得られている。
【００４０】
図８は先の方法で得られたＦｅ６８−ｘＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌ６なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と（Ｐｃｖ：コアロス）Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３の各値に対する印加磁場の依存性を測定した結果を示す。
これらの薄帯試料は５２５℃×３０分の磁場中アニールを施した試料であり、測定条件として周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍである。
図８からアニール時の印加磁場を調節することにより、ＢｍとＨｃとＰｃｖの各値を一定に保持したまま角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）を向上できることが分かる。また、Ｎｉの含有量を増加すると、弱い磁場でも角形比が増える傾向にあり、磁場中アニールの効果が向上することが分かる。角形比においては磁心としての利用としては０．９５以上が必要であるが、Ｎｉを含有させていない試料では８０Ａ／ｍ（１．０Ｏｅ）の磁場中でアニール処理するならば、０．９５を越える角形比を得ることが容易であり、Ｎｉを含有させた試料では４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）以上の磁場中でアニール処理するならば、０．９８を越える優れた角形比を得ることが容易である。
【００４１】
図９は先の製法で得られたＦｅ７４−ｘ−ｙＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌｙなる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値のＮｉ濃度依存性を測定した結果を示す。これらの薄帯試料は５２５℃×３０分、４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）の条件の磁場中アニールを施して得られた試料であり、飽和磁化の測定条件は周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍである。
図９に示す結果から、Ｎｉ含有量を１〜２原子％とした薄帯試料において保磁力を低くすることができ、その上に角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）を向上できることが分かる。また、Ｎｉを２〜４原子％の範囲とすることでほぼ１．０の特に優れた角形比を得ることができた。
【００４２】
図１０は先の製法で得られたＦｅ７４−ｘ−ｙＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌｙなる組成の合金薄帯試料における磁歪（λｓ；×１０−６）と比抵抗（ρ；μΩｍ）と平均結晶粒径（Ｄ；ｎｍ）の各値のＮｉ濃度依存性を測定した結果を示す。これらの薄帯試料は５２５℃×３０分、無磁場アニールで得られた試料である。Ｎｉ含有量の増加により平均結晶粒径が小さくなる傾向にあり、これにより組織の微細化が進むので透磁率μが向上する。また、電気抵抗は若干上昇する傾向にあり磁歪もほとんど変化なく、若干低下する傾向にある。
【００４３】
図１１は先の製法で得られたＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料におけるアニール処理前の破壊歪におけるＡｌ含有量依存性を測定した結果を示す。
ここで示す破壊歪とは、λｆ＝ｄ／（Ｒ−ｄ）の関係式（この式においてｄは薄帯の板厚、Ｒは曲げ直径を示す）から求められる値である。簡略して言えば破壊歪の値（λｆ）とは薄帯を曲げた場合に折れるときの直径Ｒと見ることができる。
図１１においてフリー面外側の試料とは、急冷法により回転している銅ロールに合金溶湯を吹き付けて合金薄帯を製造した場合、合金薄帯には通常でロールに接触する側の面を外側にしてロールに接触していないフリー面を内側にするようなカールが自然に付されており、このカールに沿って自然に曲げた場合の破壊歪の測定結果を示す。これに対して、フリー面外側の試料とは、薄帯のフリー面を外側にロール面を内側にして先の自然なカール方向とは逆方向に曲げた場合の破壊歪を示す。
図１１の縦軸の数値において１０の値の場合約２ｍｍ程度の直径まで曲げることができることを意味し、縦軸１０００の場合に１８０゜曲げ（密着曲げ）できることを意味する。図１１に示す結果ではロール面外側の曲げの方が曲げに強く、より小さな曲率半径での曲げ加工が可能で、小型の磁心に適用可能であることが分かる。また、曲げ直径は薄帯の板厚が薄くなると小さくなる傾向があるが、板厚に影響されないλｆの値はＡｌの添加量が２原子％以下では１０００×１０−３（フリー面外側）、４原子％以下ではλｆに３０×１０−３以上、４原子％よりも多くてもλｆ＝１０×１０−３以上の値が得られており、良好な破壊歪の値を示している。
【００４４】
図１２はＦｅｂａｌＳｉ１４Ａｌ８Ｎｂ３ＢｘＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の保磁力におけるＢ含有量の依存性とＰ含有量の依存性と（Ｆｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ）含有量（Ｓｉ＝１４、Ａｌ＝８、Ｎｂ＝３、Ｃｕ＝１）の依存性を示す三角組成図である。
図１３はＦｅｂａｌＳｉ１４Ａｌ８Ｎｂ３ＢｘＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の破壊歪におけるＢ含有量の依存性とＰ含有量の依存性と（Ｆｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ）含有量（Ｓｉ＝１４、Ａｌ＝８、Ｎｂ＝３、Ｃｕ＝１）の依存性を示す三角組成図である。この値は、各組成の薄帯の任意の部分を３点選び、破壊歪みを測定後、平均することで求めた。
図１２と図１３に示す測定結果において、破壊歪λｆの値は最小で１９．５×１０−３以上、最大で４５２×１０−３が得られており、特に●印で示す各試料は部分的に密着曲げ可能な試料（薄帯を曲げていって２つ折り状態に密着すように曲げが可能な粘い試料）であり、これらの曲げ特性を考慮すればＢ含有量は３原子％以下が好ましいが、Ｂ含有量を３原子％以下にすると合金薄帯を急冷法で製造する場合にアモルファスになり難いのでＰを含有させることでアモルファス化を促進し、破壊歪の値を向上させ、特性向上および加工性向上を図ることが好ましい。
【００４５】
図１４はＦｅｂａｌＳｉｘＡｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｙＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の保磁力におけるＳｉ含有量依存性とＰ含有量の依存性と（Ｆｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ）含有量（Ａｌ＝８、Ｎｂ＝３、Ｃｕ＝１）の依存性を示す三角組成図である。
図１５はＦｅｂａｌＳｉｘＡｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｙＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の破壊歪におけるＳｉ含有量依存性とＰ含有量の依存性と（Ｆｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ）含有量（Ａｌ＝８、Ｎｂ＝３、Ｃｕ＝１）の依存性を示す三角組成図である。
図１４に示す測定結果はＢとＰのトータル量が６．５原子％であることを意味するが、保磁力がより低い範囲になるようにＰの含有量を選定すると、ＢｂＰ１−ｂとすると、０．３５≦ｂ≦０．７５の範囲、この範囲の中でもＰが１．７原子％以上、４．２５原子％以下の範囲が好ましい。また、図１５から破壊歪λｆの値は、最小で１７×１０−３、最大で４２１．９×１０−３と大きな値を示している。
【００４６】
図１６はＦｅ７４Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料と、Ｆｅ７０Ｓｉ１５．５Ａｌ４Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料と、Ｆｅ６６Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料と、Ｆｅ６２Ｓｉ１５．５Ａｌ１２Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す。
図１６に示す試験結果から明らかなように回折角２θが３０〜４０゜の範囲においてＡｌを含有させた薄帯試料が規則格子に起因するピーク（矢印部分）が明瞭に確認できるようになっていることが明らかである。従ってＦｅＳｉＮｂＢＣｕ系の合金にＡｌを添加すると規則格子を一部に含む体心立方格子相が析出されていることが明らかになった。
【００４７】
図１７はＦｅ６５Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料の保磁力と、Ｆｅ６３Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料の保磁力と、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料の保磁力と、Ａｌを添加していないＦｅ−Ｓｉ系のＦｅ基（ナノ）微結晶材料からなる薄帯試料の各々の保磁力の周波数依存性を測定した結果を示す。
図１７に示す結果から明らかなように本発明組成に係る２つの薄帯試料の方が従来のＦｅ−Ｓｉ系ナノ結晶材料の薄帯試料よりもＣｏ基アモルファス材料に近い低い保磁力となっていることが明らかである。中でもＳｉ含有量が高い薄帯試料の方がＣｏ基アモルファス材料により近い低い保磁力を示した。
【００４８】
図１８はＦｅ６５Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料のコアロスと、Ｆｅ６３Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料のコアロスと、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料のコアロスと、Ｆｅ−Ｓｉ系のＦｅ基ナノ結晶材料の薄帯試料のコアロスの周波数依存性を測定した結果を示す。図１８に示す結果から明らかなように本発明組成に係る２つの薄帯試料の方がＦｅ−Ｓｉ系ナノ結晶材料の薄帯試料とＣｏ基アモルファス材料のいずれよりも低いコアロスとなっていることが明らかである。
【００４９】
図１９はＦｅ６３Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料の実効透磁率と、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料の実効透磁率の周波数依存性を測定した結果を示す。
図１９に示す結果から明らかなように本発明組成に係る薄帯試料の方がＣｏ基アモルファス材料よりも１〜５００ｋＨｚまでの全周波数帯域において実効透磁率が１００００以上と高くなっていることが明らかである。実効透磁率の値は磁心の中でも可飽和コアにおいては特別に有効な特性ではないが、５００ｋＨｚまでの周波数帯域において高いので、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料に対してコモンモードチョークコイル用には有利な特性であるとすることができる。
【００５０】
図２０はＦｅ７４−ｘＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＮｉ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＣｏ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値のＡｌ濃度依存性を測定した結果を示す。これらの薄帯試料は５２５℃×３０分、無磁場アニールを施して得られた試料であり、飽和磁化の測定条件は周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍである。
図２０に示す測定結果から、Ａｌ含有量を増加させた試料の方が保磁力が低くなる傾向にある。また、Ａｌを含有させた試料では０．６Ｔ以上の飽和磁化を有するとともに、２２Ａ／ｍ以下の保磁力を有することが明らかとなった。なお、図２０に示す角形比については、後述する図２１に示すように磁場中アニールを施すことで改善することができる。
【００５１】
図２１は先の例と同等の組成の試料を用いて４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）の磁場中アニールした後に得られた合金薄帯試料の交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値のＡｌ濃度依存性を測定した結果を示す。
図２１に示す結果から、磁場中アニールを行うことで、角形比が向上し、Ｃｏ基アモルファス材料とほぼ等しい角形比（０．９８）が得られる。また、飽和磁化の値はＣｏ基アモルファス材料の値よりも優れた０．６Ｔ以上の値が得られ、保磁力についても２２Ａ／ｍ以下の値が得られている。
【００５２】
図２２はＦｅ７４−ｘＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＮｉ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＣｏ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において磁歪（λｓ；×１０−６）と比抵抗（ρ；μΩｍ）の各値のＡｌ濃度依存性を測定した結果を示す。これらの薄帯試料は５２５℃×３０分、４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）の強さの磁場中アニールを施して得られた試料である。
ＦｅＳｉＮｂＢＣｕ系に対してＡｌを添加することで磁歪が下がる傾向が明らかであり、比抵抗が上昇する傾向にあるので、高周波特性の面で特性が向上することが期待できる。また、この傾向についてはＮｉを含有させた組成系とＣｏを含有させた組成系においても同様な傾向にあり、ＦｅＮｉＳｉＮｂＢＣｕ系あるいはＦｅＣｏＳｉＮｂＢＣｕ系にＡｌを添加することで磁歪が下がる傾向が明らかであり、比抵抗が上昇する傾向にあるので、高周波特性の面で特性が向上することが期待できる。
【００５３】
図２３はＦｅ６７．５Ａｌ８Ｓｉ１４Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ６６Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と破壊歪（λｆ；１０−３）の各値のＰ含有量依存性を示す。これらの薄帯試料は５００℃×３０分、無磁場中アニールを施して得られた試料である。なお、薄帯試料の板厚はｄ＝１７μｍであり、これより換算するとＲ＝０．５ｍｍでλｆ＝３５．２×１０−３、Ｒ＝１ｍｍでλｆ＝１７．３×１０−３、Ｒ＝２ｍｍでλｆ＝８．５７×１０−３となる。
図２３に示す結果から、Ｐを含有させても磁束密度と角形比はほとんど変らず、保磁力は低くなり、Ｐを２原子％以上添加したものではλｆは５０×１０−３以上の値が得られており、曲げ直径Ｒ＝０．５ｍｍ以下の値が得られていることから、破壊歪から加工性は改善される方向にあると見ることができる。なお、図２３に示す角形比については磁場中アニールを施すことで改善することができると思われる。
【００５４】
図２４はＦｅ６４Ａｌ８Ｎｉ２Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料を用いて外径２１ｍｍ、内径１４ｍｍ、厚さ５ｍｍのリング状可飽和リアクトル用コアを作製し、１００ｋＨｚ、６０Ａ／ｍの条件でＢ−Ｈループを測定した結果を示す。この例の可飽和リアクトル用コア試料のＢｍは０．７２Ｔ、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）は０．９８、保磁力（Ｈｃ）は１６．９Ａ／ｍ、コアロス（ＰＣＶ）は５４００ｋＷ／ｍ３であり、優れた値を示した。
図２５はＦｅ６７Ａｌ６Ｎｉ１Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料からなる先の例と同じ寸法の可飽和コアの無磁場熱処理後のＢ−Ｈループを示し、図２６は同一組成の薄帯試料からなる同様の可飽和コアの８０Ａ／ｍ（１Ｏｅ）の磁場中熱処理後のＢ−Ｈループを示す。
図２５に示す試料のＢｍは０．７８Ｔ、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）は０．８８、保磁力（Ｈｃ）は１９．１Ａ／ｍ、コアロス（ＰＣＶ）は６２００ｋＷ／ｍ３であり、図２６に示す試料のＢｍは０．８２Ｔ、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）は０．９９、保磁力（Ｈｃ）は１９．３Ａ／ｍ、ＰＣＶは７１００ｋＷ／ｍ３であり、磁場中アニールを行うことで角形比を向上できることが明らかとなった。
【００５５】
図２７はＦｅ６８−ｘＮｉｘＡｌ６Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料の飽和磁化の変化量（ΔＢｍ）と保磁力の変化量（ΔＨｃ）の温度依存性を測定した結果を示す。この薄帯試料は５００℃×３０分、４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）の磁場中アニールを施して得られた試料である。
飽和磁化の変化量ΔＢｍは温度上昇に伴って若干低下しているが、温度上昇に伴ってＢｍと保磁力のいずれの値においても低下する割合の小さな概ね良好な温度特性が得られた。
図２８はＦｅ６８−ｘＮｉｘＡｌ６Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料のＢｍの温度特性の実測値を示す。この薄帯試料は５００℃×３０分、４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）の磁場中アニールを施して得られた試料である。
飽和磁化Ｂｍは温度上昇に伴って若干低下しているが、温度上昇に伴ってＢｍと保磁力のいずれの値においても低下する割合の小さな概ね良好な温度特性が得られた。
【００５６】
図２９はＦｅ６５−ｘＮｉ２Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕｘなる組成の合金薄帯試料の交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｗ：ｋＷｍ−３）の各値のＣｕ含有量依存性を示し、図３０はＦｅ６３−ｘＮｉ２Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕｘなる組成の合金薄帯試料の同等の値のＣｕ含有量依存性を示す。
図２９と図３０に示す結果から、角形比が向上する（０．９以上となる）こと、保磁力が低くなることに鑑みるとＣｕの含有量は１原子％以上、１．５原子％以下の範囲が好ましい。Ｃｕについては３原子％を超えて含有させても薄帯が急冷時に結晶化し易くなり、脆くなり易く、特性の向上も期待できない。なお、角形比が０．８以上であれば良い場合はＣｕの含有量は１原子％以下でも良く、その場合は脆くなり難いために加工性に優れた薄帯が得られる。
【００５７】
図３１はＦｅ６３−ｘＮｉ２Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕｘなる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｗ：ｋＷｍ−３）の各値のアニール温度依存性を測定した結果を示す。
図３１に示す結果から、Ｃｕを含有させる場合、最適な熱処理条件は、角形比の観点から４７５〜５２５℃の範囲、より好ましくは５００〜５２５℃の範囲であると見ることができる。
【００５８】
図３２及び図３３には、先の方法で得られたＦｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成と、Ｆｅ６２Ｎｉ３Ｃｏ１Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において直流磁気特性の磁化（Ｂ１０；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂ１０）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と１ｋＨｚにおける透磁率（μ’：×１０３）の各値に対するＰ含有量依存性を測定した結果を示す。尚、図３２及び図３３におけるＢ１０は、１０Ａ／ｍの印加磁界における磁化である。
これらの薄帯試料は５２５℃〜５７５℃で３０分、４００Ａ／ｍの磁場中アニール及び無磁場中アニールを施した試料である。
図３２及び図３３に示すように、磁場中アニールと無磁場中アニールとで比較した場合、磁化（Ｂ１０）及び角形比（Ｂｒ／Ｂ１０）には大きな変化はないが、保磁力（Ｈｃ）は磁場中アニールによって低減し、また透磁率（μ’）も磁場中アニールによって若干低下することがわかる。直流における保磁力が低下することによって、交流における保磁力の低下が期待され、更に交流のコアロスの低減も期待できる。
【００５９】
図３４及び図３５には、Ｆｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成と、Ｆｅ６２Ｎｉ３Ｃｏ１Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料について、交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値に対するＰ含有量依存性を測定した結果を示す。
尚、図３４及び図３５中、Ｂｒ／Ｂｍ＝０．９８、Ｈｃ＝１５Ａ／ｍ、Ｐｃｖ＝３×１０３ｋＷ／ｍ３を示す破線は、比較例であるＣｏ基アモルファス材料（ＣｏＦｅＳｉＢ系合金）の角形比、保磁力、コアロスの値を示す線である。
また表３及び表４には図３４の各プロットの実測値を示し、表５及び表６には図３５の各プロットの実測値を示す。
これらの薄帯試料は５２５℃〜５７５℃で３０分の４００Ａ／ｍの磁場中アニール及び無磁場中アニールを施した試料であり、測定条件として周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍで測定したものである。
図３４及び図３５に示すように、磁場中アニールと無磁場中アニールとで比較した場合、飽和磁化（Ｂｍ）及び保磁力（Ｈｃ）及びコアロス（Ｐｃｖ）には大きな変化はないが、角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）は磁場中アニールによって容易に高くなり、具体的にはＰが０〜２原子％の範囲で角形比０．９９程度を示し、Ｃｏ基アモルファス材料よりも高くなっていることが分かる。このような高い角形比を有する軟磁性合金は、可飽和リアクトル用磁心として最適である。
【００６０】
以上、図３２〜３５で説明したように、Ｃｏを添加した軟磁性合金に対して磁場中アニールを行うことにより、軟磁性合金の角形比が大幅に向上することが分かる。
【００６１】
【表３】
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【００６２】
【表４】
2004002949.tif 000006
【００６３】
【表５】
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【００６４】
【表６】
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【００６５】
次に、図３６及び図３７には、Ｆｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成と、Ｆｅ６２Ｎｉ３Ｃｏ１Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料におけるＴｘ１、Ｔｘ２、ΔＴｘ、保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と磁歪（λｓ；×１０−６）と比抵抗（ρ；μΩｍ）の各値に対するＰ含有量依存性を測定した結果を示す。
これらの薄帯試料は５２５℃で３０分の無磁場中アニールを施した試料であり、Ｈｃの測定条件として周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍで測定したものである。
また、図３６及び図３７において、Ｔｘ１は第１結晶化温度であってα−Ｆｅ相（ｂｃｃ−Ｆｅ相）または規則相が析出する温度であり、Ｔｘ２は第２結晶化温度であってＦｅＢ等の化合物相が析出する温度であり、ΔＴｘはΔＴｘ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１で表されるものである。
また表３及び表４には図３６の磁歪（λｓ）及び比抵抗（ρ）の実測値を示し、表５及び表６には図３７の磁歪（λｓ）及び比抵抗（ρ）の実測値を示図３５の各プロットの実測値を示す。
図３６及び図３７に示すように、Ｔｘ１はＰ含有量によらずほぼ一定であるが、Ｔｘ２及びΔＴｘはＰ含有量の増加とともに低下している。通常、本発明の軟磁性合金のようなナノ結晶材料は、Ｔｘ１以上Ｔｘ２以下の温度範囲で熱処理を行うことで、微細なｂｃｃ−Ｆｅ微結晶相を析出させるとともにＦｅＢ系化合物相の析出を抑えることができる。ΔＴｘが１００℃以下になると熱処理によって軟磁気特性を劣化させる化合物相が析出しやすくなり、磁気特性が劣化するおそれがある。本実施例の軟磁性合金については、図３６及び図３７に示すようにＰが２原子％のときにΔＴｘは５１０〜５２０℃を示しており、ｂｃｃ−Ｆｅ相または規則相のみを析出させるための必要十分な温度範囲を有していることが分かる。
また、図３６及び図３７に示すように、保磁力及び磁歪はＰ含有量の増加に従って低下する傾向にあり、比抵抗はＰ含有量の増加に従って増大する傾向にあり、交流磁気特性に有利な特性を示すことがわかる。
【００６６】
次に、図３８には、Ｆｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値の温度依存性を示す。
また図３９には、図３８において、２０℃を０（基準）とした場合の各磁気特性の変化率（ΔＢｍ、ΔＢｒ／Ｂｍ、ΔＨｃ）を示す。
更に表７〜表９には図３８における各磁気特性のプロットの実測値を示し、表１０〜表１２には図３９における各磁気特性のプロットの実測値を示す。
これらの薄帯試料は５２５℃〜５７５℃、３０分間で４００Ａ／ｍの磁場中アニールを施した試料であり、アニール前の薄帯試料を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍ、厚さ１５ｍｍのリング状に巻回してコアとし、アニール後、このコアに巻線して測定を行った。測定条件は周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍとした。
図３８及び図３９に示すように、Ｂｍ及びＨｃについては、Ｐが０〜２原子％の範囲で、Ｃｏ基アモルファス材料よりも温度変化に対するＢｍ及びＨｃの変化量が小さくなっている。
またＢｒ／Ｂｍについては、Ｐが０〜１原子％の範囲で、Ｃｏ基アモルファス材料に対して若干劣るが十分な温度特性を示していることがわかる。
このように、Ａｌを８原子％添加することによって角形比が０．９８以上の高い値を示すとともに、ＣｏとＮｉとＰを同時に添加することによって優れた温度特性を示すことが分かる。
【００６７】
【表７】
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【００６８】
【表８】
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【００６９】
【表９】
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【００７０】
【表１０】
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【００７１】
【表１１】
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【００７２】
【表１２】
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【００７３】
次に、図４０には、Ｆｅ６６−ｘＮｉｘＳｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値の温度依存性を示す。
また図４１には、図４０において、２０℃を０（基準）とした場合の各磁気特性の変化率（ΔＢｍ、ΔＢｒ／Ｂｍ、ΔＨｃ、ΔＰｃｖ）を示す。
これらの薄帯試料は５００℃、３０分間で４００Ａ／ｍの磁場中アニールを施した試料であり、アニール前の薄帯試料を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍ、厚さ１５ｍｍのリング状に巻回してコアとし、アニール後、このコアに巻線して測定を行った。測定条件は周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍとした。
図４０及び図４１に示すように、Ｂｍ、Ｈｃ及びＰｃｖについては、Ｎｉが１〜４原子％の範囲で、温度変化に対する変化量が比較的小さくなっている。一方、Ｂｒ／Ｂｍについては、Ｎｉが１原子％の場合、１００℃を超えたあたりでＢｒ／Ｂｍが大きく低下していることがわかる。
従って、Ｎｉ単独でＣｏ及びＰを添加しない場合は、Ｎｉ量を２原子％以上添加することで、優れた磁気特性及び温度特性を示すことが分かる。
【００７４】
次に、図４２には、Ｆｅ６４−ｘＮｉ２ＣｏｘＳｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値の温度依存性を示す。
また図４３には、図４２において、２０℃を０（基準）とした場合の各磁気特性の変化率（ΔＢｍ、ΔＢｒ／Ｂｍ、ΔＨｃ、ΔＰｃｖ）を示す。
更に表１３〜表１５には図４２における各磁気特性のプロットの実測値を示し、表１６〜表１８には図４３における各磁気特性のプロットの実測値を示す。
これらの薄帯試料は５００℃〜５２５℃、３０分間で４００Ａ／ｍの磁場中アニールを施した試料であり、アニール前の薄帯試料を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍ、厚さ１５ｍｍのリング状に巻回してコアとし、アニール後、このコアに巻線して測定を行った。測定条件は周波数ｆ＝１００ｋＨｚ、Ｈｍ＝６０Ａ／ｍとした。
図４２及び図４３に示すように、Ｂｍ、Ｈｃ及びＰｃｖについては、Ｃｏが０〜２原子％の範囲で、温度変化に対する変化量が比較的小さくなっている。また、Ｃｏの添加量に着目すると、特にＨｃ及びＰｃｖは、Ｃｏ量が多くなるにつれて１００℃以上での温度特性が向上していることが分かる。一方、Ｂｒ／Ｂｍについては、Ｃｏが０〜１原子％の場合、１２０℃を超えた付近からＢｒ／Ｂｍが若干低下していることがわかる。ただし、一般に可飽和リアクトル用の磁心の温度特性は１２０℃以下の範囲で規定されることから、１２０℃以下の範囲で温度特性が良好であれば問題のない範囲と考えられる。
従って、Ｎｉ及びＣｏを添加した場合は、Ｃｏ量を増加するにつれて、優れた温度特性を示すことが分かる。
【００７５】
【表１３】
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【００７６】
【表１４】
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【００７７】
【表１５】
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【００７８】
【表１６】
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【００７９】
【表１７】
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【００８０】
【表１８】
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【００８１】
【発明の効果】
以上説明した如く本発明は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを主体とし、非晶質相と平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のｂｃｃＦｅの微細結晶相とＤＯ３型規則合金相とを主体とした混相組織としたので、非晶質相中に析出相としてｂｃｃＦｅの５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。
更に、一部に規則格子を含む体心立方格子相が存在することで更に結晶磁気異方性の小さい相となり、ヒステリシス損失の低減につながる。析出相としての一部に規則格子を含む体心立方格子相の微細結晶相と、残留する非晶質相の体積分率を最適化するならば、磁歪の低減と比抵抗の増加が実現できる。Ａｌ含有量が４原子％以下であることにより粘さが向上し、磁心等の用途に曲げ加工する際に有利となる。また、Ａｌが含有量されていることにより平均結晶粒径が小さくなり、組織の微細化、低保磁力化、透磁率の向上に寄与する。
【００８２】
本発明の軟磁性合金は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｂを必須元素とし、Ａｌ≦４原子％、Ｂ≦８原子％以下である急冷合金薄帯を熱処理することにより、平均結晶粒径が５０ｎｍ以下の微細結晶組織を有し、急冷後において薄帯が破壊されない曲げ直径が２ｍｍ以下であるものは、非晶質相中に析出相として体心立方格子の５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。Ａｌ含有量が４原子％以下であることにより粘さが向上し、磁心等の用途に曲げ加工する際に有利となる。また、Ａｌが含有されていることにより平均結晶粒径が小さくなり、組織の微細化、低保磁力化、透磁率の向上に寄与する。特に曲げ直径が２ｍｍ以下であることにより、磁心に加工する場合に小さな曲げ直径の環状の磁心としても薄帯が破壊されることがない。
同様に、Ａｌ≦４原子％、Ｂ≦３原子％以下である急冷合金薄帯を用いたものにおいても先の発明と同様の効果が得られる。
【００８３】
一方、４原子％を越えるＡｌを含有する急冷合金薄帯を用いたものは、非晶質相中に析出相としてｂｃｃＦｅの５０ｎｍ以下の例えば数１０ｎｍオーダーの微細結晶相が析出することで軟磁気特性に優れた軟磁性合金が得られる。Ａｌが４原子％を越えて含有されていることにより平均結晶粒径が極めて小さくなり、組織の微細化に一層寄与するとともに、低保磁力化、透磁率の向上に一層寄与する。また、Ａｌを多く含むものではヒステリシスカーブに段部が出現し、異方性が付与される。
【００８４】
本発明の軟磁性合金によれば、１００ｋＨｚの保磁力が２２Ａ／ｍ以下、角形比が０．９７以上であるものが得られる。また、先のいずれかに記載の軟磁性合金において、１００ｋＨｚの保磁力が１５Ａ／ｍ以下、角形比が０．９５以上のものが得られる。
【００８５】
本発明の軟磁性合金において、Ｎｉを０．１原子％以上、５原子％以下含有するものは、角形比が向上し、保磁力も更に低くできる。また、電気抵抗が若干上昇するので高周波特性が良好となる。
本発明の軟磁性合金において、Ｃｕを０．１原子％以上、３原子％以下含有するものは、保磁力が更に低くなり、角形比が良好となる。
【００８６】
先に記載の急冷薄帯の冷却ロール製造時にロール面に接する側のロール面を外側にしてロール巻きした磁心の方が薄帯の破壊歪が小さいので、より小さい径の環状磁心として利用可能となる。また、先に記載の軟磁性合金が有する優れた特徴を兼ね備えた磁心を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１はＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において、５２５℃でアニールした場合の１００ｋＨｚにおける磁束密度（Ｂｍ）と、コアロス（Ｗ；ｋＷ／ｍ３）と、保磁力（Ｈｃ）の各値のＡｌ含有量依存性について測定した結果を示す図である。
【図２】図２はＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において、５２５℃でアニールした場合の磁歪（λｓ；×１０−６）と、比抵抗（ρ；μΩ・ｍ）のＡｌ含有量依存性について測定した結果を示す図である。
【図３】図３はＦｅ６６Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料のＢ−Ｈループを示す図である。
【図４】図４はＦｅ７４Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料のＢ−Ｈループを示す図である。
【図５】図５は本発明に係る組成系の合金薄帯試料の金属組織の一例を示す模式図である。
【図６】図６はＦｅ７４Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において最適熱処理条件の際の平均結晶粒径のＡｌ含有量依存性を示す図である。
【図７】図７はＦｅ７４−ｘ−ｙＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌｙなる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値のＮｉ含有量依存性を示す図である。
【図８】図８はＦｅ６８−ｘＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌ６なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値に対する印加磁場の依存性を測定した結果を示す。
【図９】図９はＦｅ７４−ｘ−ｙＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌｙなる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値のＮｉ含有量依存性を測定した結果を示す図である。
【図１０】図１０はＦｅ７４−ｘ−ｙＮｉｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ａｌｙなる組成の合金薄帯試料における磁歪（λｓ；×１０−６）と比抵抗（ρ；μΩｍ）と平均結晶粒径（Ｄ；ｎｍ）の各値のＮｉ含有量依存性を測定した結果を示す図である。
【図１１】図１１はＦｅ７４−ｘＳｉ１５．５ＡｌｘＮｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料におけるアニール前の破壊歪におけるＡｌ含有量依存性を測定した結果を示す図である。
【図１２】図１２はＦｅｂａｌＳｉ１４Ａｌ８Ｎｂ３ＢｘＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の保磁力におけるＳｉ含有量の依存性とＰ含有量の依存性とＦｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ含有量の依存性を示す三角組成図である。
【図１３】図１３はＦｅｂａｌＳｉ１４Ａｌ８Ｎｂ３ＢｘＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の破壊歪におけるＳｉ含有量の依存性とＰ含有量の依存性とＦｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ含有量の依存性を示す三角組成図である。
【図１４】図１４はＦｅｂａｌＳｉｘＡｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｙＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の保磁力におけるＳｉ含有量の依存性とＰ含有量の依存性とＦｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ含有量の依存性を示す三角組成図である。
【図１５】図１５はＦｅｂａｌＳｉｘＡｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｙＰｙＣｕ１なる組成の合金薄帯試料の破壊歪におけるＳｉ含有量の依存性とＰ含有量の依存性とＦｅ＋Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｃｕ含有量の依存性を示す三角組成図である。
【図１６】図１６はＦｅ７４Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料と、Ｆｅ７０Ｓｉ１５．５Ａｌ４Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料と、Ｆｅ６６Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料と、Ｆｅ６２Ｓｉ１５．５Ａｌ１２Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図１７】図１７はＦｅ６５Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料の保磁力と、Ｆｅ６３Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料の保磁力と、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料の保磁力と、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系のＦｅ基ナノ結晶材料の薄帯試料の保磁力の周波数依存性を測定した結果を示す図である。
【図１８】図１８はＦｅ６５Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料のコアロスと、Ｆｅ６３Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料のコアロスと、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料のコアロスと、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系のＦｅ基ナノ結晶材料の薄帯試料のコアロスの周波数依存性を測定した結果を示す図である。
【図１９】図１９はＦｅ６３Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１Ｎｉ１なる組成の薄帯試料の実効透磁率と、Ｃｏ基アモルファス材料の薄帯試料の実効透磁率の周波数依存性を測定した結果を示す図である。
【図２０】図２０はＦｅ７４−ｘＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＮｉ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＣｏ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化と角形比と保磁力の各値のＡｌ濃度依存性を測定した結果を示す図である。
【図２１】図２１は先の例と同等の組成の試料を用いて４０Ａ／ｍ（０．５Ｏｅ）の磁場中アニールした後に得られた合金薄帯試料の交流磁気特性の飽和磁化と角形比と保磁力の各値のＡｌ濃度依存性を測定した結果を示す図である。
【図２２】図２２はＦｅ７４−ｘＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＮｉ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ７３−ｘＣｏ１ＡｌｘＳｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料において磁歪と比抵抗の各値のＡｌ濃度依存性を測定した結果を示す図である。
【図２３】図２３はＦｅ６７．５Ａｌ８Ｓｉ１４Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料とＦｅ６６Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化と角形比と保磁力と破壊歪の各値のＰ含有量依存性を示す図である。
【図２４】図２４はＦｅ６４Ａｌ８Ｎｉ２Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料を用いて外径２１ｍｍ、内径１４ｍｍ、厚さ５ｍｍのリング状可飽和コアを作製し、１００ｋＨｚ、６０Ａ／ｍの条件でＢ−Ｈループを測定した結果を示す図である。
【図２５】図２５はＦｅ６７Ａｌ６Ｎｉ１Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料の無磁場熱処理後のＢ−Ｈループを示す図である。
【図２６】図２６は８０Ａ／ｍ（１Ｏｅ）の磁場中熱処理後の合金薄帯試料のＢ−Ｈループを示す図である。
【図２７】図２７はＦｅ６８−ｘＮｉｘＡｌ６Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料の磁歪（λｓ）の温度依存性を測定した結果を示す図である。
【図２８】図２７はＦｅ６８−ｘＮｉｘＡｌ６Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料の磁歪の温度依存性を測定した結果を示す図である。
【図２９】図２９はＦｅ６５−ｘＮｉ２Ａｌ８Ｓｉ１５．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕｘなる組成の合金薄帯試料の交流磁気特性の飽和磁化と角形比と保磁力と破壊歪の各値のＣｕ含有量依存性を示す図である。
【図３０】図３０はＦｅ６３−ｘＮｉ２Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕｘなる組成の合金薄帯試料の同等の値のＣｕ含有量依存性を示す図である。
【図３１】図３１はＦｅ６３−ｘＮｉ２Ａｌ８Ｓｉ１７．５Ｎｂ３Ｂ４．５Ｐ２Ｃｕｘなる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化と角形比と保磁力と破壊歪の各値のアニール温度依存性を測定した結果を示す図である。
【図３２】図３２はＦｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において直流磁気特性の磁化（Ｂ１０；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂ１０）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と１ｋＨｚにおける透磁率（μ’：×１０３）の各値のＰ含有量依存性を示す図である。
【図３３】図３３はＦｅ６２Ｎｉ３Ｃｏ１Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において直流磁気特性の磁化（Ｂ１０；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂ１０）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と１ｋＨｚにおける透磁率（μ’：×１０３）の各値のＰ含有量依存性を示す図である。
【図３４】図３４はＦｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値のＰ含有量依存性を示す図である。
【図３５】図３５はＦｅ６２Ｎｉ３Ｃｏ１Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料において交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値のＰ含有量依存性を示す図である。
【図３６】図３６はＦｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料におけるＴｘ１、Ｔｘ２、ΔＴｘ、保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と磁歪（λｓ；×１０−６）と比抵抗（ρ；μΩｍ）の各値のＰ含有量依存性を測定した結果を示す図である。
【図３７】図３７はＦｅ６２Ｎｉ３Ｃｏ１Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料におけるＴｘ１、Ｔｘ２、ΔＴｘ、保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）と磁歪（λｓ；×１０−６）と比抵抗（ρ；μΩｍ）の各値のＰ含有量依存性を測定した結果を示す図である。
【図３８】図３８はＦｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）の各値の温度依存性を示す図である。
【図３９】図３９はＦｅ６２Ｎｉ２Ｃｏ２Ｓｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５−ｘＰｘＣｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ）の各値の温度依存性を示す図であって、２０℃を基準とした場合の変化率（ΔＢｍ、ΔＢｒ／Ｂｍ、ΔＨｃ）を示す図である。
【図４０】図４０はＦｅ６６−ｘＮｉｘＳｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値の温度依存性を示す図である。
【図４１】図４１はＦｅ６６−ｘＮｉｘＳｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値の温度依存性を示す図であって、２０℃を基準とした場合の変化率（ΔＢｍ、ΔＢｒ／Ｂｍ、ΔＨｃ、ΔＰｃｖ）を示す図である。
【図４２】図４２はＦｅ６４−ｘＮｉ２ＣｏｘＳｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ；Ｔ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ；Ａ／ｍ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値の温度依存性を示す図である。
【図４３】図４３はＦｅ６４−ｘＮｉ２ＣｏｘＳｉ１５．５Ａｌ８Ｎｂ３Ｂ６．５Ｃｕ１なる組成の合金薄帯試料における交流磁気特性の飽和磁化（Ｂｍ）と角形比（Ｂｒ／Ｂｍ）と保磁力（Ｈｃ）とコアロス（Ｐｃｖ；ｋＷｍ−３）の各値の温度依存性を示す図であって、２０℃を基準とした場合の変化率（ΔＢｍ、ΔＢｒ／Ｂｍ、ΔＨｃ、ΔＰｃｖ）を示す図である。
【符号の説明】
１…結晶相、３…非晶質相（アモルファス相）
【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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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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【図３２】
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【図３３】
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【図３４】
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【図３５】
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【図３６】
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【図３７】
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【図３８】
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【図３９】
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【図４０】
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【図４１】
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【図４２】
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【図４３】
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