JP2000073148A

JP2000073148A - Ｆｅ基軟磁性合金

Info

Publication number: JP2000073148A
Application number: JP10239265A
Authority: JP
Inventors: Makoto Nakazawa; 誠中沢; Teruo Bito; 輝夫尾藤; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Akihisa Inoue; 明久井上; Takeshi Masumoto; 健増本
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1998-08-25
Filing date: 1998-08-25
Publication date: 2000-03-07

Abstract

(57)【要約】【課題】高飽和磁束密度、高透磁率を兼備し、かつ低
磁歪で優れた周波数特性を併せ持つ軟磁性合金を提供す
る。【解決手段】下記の組成式により示され、平均結晶粒
径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒が析出され
てなるＦｅ基軟磁性合金を採用する。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_xＡ_yＤ_zＥ_v ただし、ＺはＮｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方、Ａ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆのうちの１種または２種以上の元
素、ＤはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎのうちの１種または２種
以上の元素、ＥはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、白金族元
素、Ｙ、希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、
Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂ
ｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａのうちの１種または２種以
上の元素であり、０≦ａ≦０．２、７５原子％≦ｘ≦９
３原子％、４原子％≦ｙ≦９原子％、０原子％＜ｚ≦５
原子％、０．５原子％≦ｖ≦１８原子％である。

Description

【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、チョークコイル等の磁気デバイスに使用される軟
磁性合金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基軟磁性合金に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】一般に磁気ヘッドのコアやパルスモータ
の磁心あるいはトランスやチョークコイル等の磁気デバ
イスに使用される軟磁性合金に要求される特性は、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、適度な磁気異方性エネルギーを付与できるこ
と、角形比を（Ｉｒ／Ｉｓ）を制御できること、磁歪が
小さいこと等である。従って軟磁性合金の開発において
は、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。特に、磁気へッドにおいては、記録密度
の増加に伴う磁気記録媒体の高保磁カ化に対応するた
め、コア材料として高い飽和磁束密度を有する軟磁性合
金が望まれている。また、トランス、チョークコイルに
おいても、電子機器のより一層の小型化を図るために、
より高い飽和磁束密度を有する軟磁性合金が望まれてい
る。従来、前述の軟磁性合金としては、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａ
ｌ系合金（センダスト）、Ｆｅ−Ｎｉ系合金（パーマロ
イ）、ケイ素鋼等の結晶質合金や、Ｆｅ基、Ｃｏ基の非
晶質合金が用いられている。

【０００３】しかし、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金は、軟磁気
特性に優れるものの、飽和磁束密度が約１．１Ｔと低
く、またＦｅ−Ｎｉ合金は、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０．８Ｔと低く、更にけ
い素鋼は、飽和磁束密度が高いものの他の軟磁気特性に
劣るという欠点がある。また、Ｃｏ基非晶質合金は、軟
磁気特性は優れるものの、飽和磁束密度が１．０Ｔ程度
と低く、更にＦｅ基非晶質合金は、飽和磁束密度が高く
１．５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、軟磁気
特性に劣る。更に、これら非晶質合金の熱安定性は十分
ではなく、未だ解決されていない面がある。以上のよう
に従来の軟磁性合金においては、高飽和磁束密度と優れ
た軟磁気特性を兼備することが難しいという課題があっ
た。

【０００４】これらを鑑みて開発された代表的な合金と
して、非晶質組織中にナノ結晶相が分散されてなるＦｅ
−Ｚｒ−Ｂ系合金がある。この合金は、高飽和磁束密
度、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、優れた軟磁性合金である。特に、組成に
よっては１．６Ｔ以上の飽和磁束密度を有するものもあ
る。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、飽和磁束密度
が１．６Ｔを超える組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金は、飽
和磁歪定数λsが１０^-6程度と大きくなってしまう。一
方、透磁率μは、１ｋＨｚにおいて２０，０００〜３
０，０００程度と比較的低くなり、１００ｋＨｚ程度の
高周波帯域では２，０００〜３，０００程度にまで減少
してしまう。これは、飽和磁束密度を高くするためにＦ
ｅの濃度を高くしたため、溶湯を急冷して非晶質相を得
ることが困難となり、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
ためである。このように、従来のＦｅ−Ｚｒ−Ｂ系合金
は、高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼備することが困
難であるという課題があった。

【０００６】本発明は、上記の課題を解決するためにな
されたものであって、高飽和磁束密度、高透磁率を兼備
し、かつ低磁歪で優れた周波数特性を併せ持つ軟磁性合
金を提供することを目的とする。

【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Ｆｅ基
軟磁性合金は、下記の組成式により示される合金の溶湯
が急冷されて非晶質とされた後に、熱処理されて平均結
晶粒径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒が析出
されてなることを特徴とする。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_xＡ_yＤ_zＥ_v ただし、ＺはＮｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方であ
り、ＡはＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆ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、ＤはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ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、ＥはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、白金族元素、Ｙ、
希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ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、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｖは、０≦ａ≦０．２、７５原子％≦ｘ≦９３原子
％、４原子％≦ｙ≦９原子％、０原子％＜ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｖ≦１８原子％である。また、前記
元素Ｅには、Ｂが必ず含まれることが好ましい。更に、
前記元素Ｄには、ＭｎとＶとが必ず含まれることが好ま
しい。

【０００８】Ｆｅ及び元素Ｚは、本発明のＦｅ基軟磁性
合金に磁性を付与するものであり、Ｆｅ及び元素Ｚの添
加量が過剰では液体急冷法によっても非晶質相を得るこ
とが困難となり、透磁率が低下する。Ｆｅ及び元素Ｚの
添加量が少ないと軟磁性合金の飽和磁束密度が低下す
る。従って、Ｆｅ及び元素Ｚとの合計である組成比ｘを
７５原子％以上９３原子％以下とした。また、Ｆｅの一
部を元素Ｚで置換すると、軟磁性合金の飽和磁束密度、
透磁率、磁歪等を調整することが可能となる。ただし、
例えば元素ＺとしてＣｏを添加した場合は、透磁率が増
大する一方で飽和磁束密度は減少するので、元素Ｚの組
成比ａを０．２以下とした。

【０００９】元素Ａは、組織中における微細な結晶粒の
核の生成速度を小さくして、非晶質相の形成を容易にす
る元素であると考えられており、元素Ａの添加は結晶粒
の微細化に有効である。元素Ａの添加量が少ないと、核
成長速度が大きくなって結晶粒の粒径が粗大化し、良好
な軟磁気特性が得られなくなる。また、添加量が過剰だ
と、熱処理後にＡ−Ｂ系及びＦｅ−Ａ系の化合物の生成
傾向が高くなって軟磁気特性が低下する。従って、元素
Ａの組成比ｙは４原子％以上９原子％以下とするのが好
ましく、より確実に非晶質相を形成するには、５原子％
以上８原子％以下とするのが好ましい。元素Ａのうち、
特にＺｒ、Ｎｂは非晶質形成能が高いので、Ｚｒ、Ｎｂ
の少なくとも一方を添加すると元素Ａの添加量を少なく
でき、Ｆｅの添加量を相対的に増加させて軟磁性合金の
飽和磁束密度をより高めることが可能になる。

【００１０】Ｆｅの濃度を高くすると、Ｆｅ基軟磁性合
金の飽和磁束密度が高くなる一方で透磁率が低下する
が、元素Ｄを添加すると透磁率を低下させずに飽和磁束
密度を向上させることが可能になる。元素Ｄは、遷移元
素を主体とするものであり、これら元素ＤがＦｅ基軟磁
性合金に添加されると、その一部がｂｃｃ構造のＦｅの
結晶粒に固溶する。元素Ｄが固溶すると、Ｆｅ相の磁気
モーメントが低下するがキュリー温度が上昇するため
に、磁気モーメントが低下するにも係わらず室温におけ
るＦｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度が向上する。元素Ｄ
のうち、ＭｎとＶがキュリー温度を高める効果が大きい
が、特にＶを添加した方がキュリー温度をより高めるこ
とが可能になる。また、ＭｎとＶの両方を同時に添加す
れば、Ｆｅ基軟磁性合金の透磁率を低下させずに飽和磁
束密度を高める効果がより大きくなる。

【００１１】しかし、元素Ｄが過剰に添加されるとＦｅ
基軟磁性合金の透磁率が低下するので、元素Ｄの組成比
ｚを５原子％以下とした。また、元素ＤとしてＭｎとＶ
を添加した場合に、Ｍｎの量が過剰若しくは少ないと、
Ｆｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度を１．６Ｔ以上とする
のが困難になるので、元素Ｄ中のＭｎの組成比ｂを１原
子％以上３．２５原子％以下とした。また、飽和磁束密
度を１．６５Ｔ以上とするには、組成比ｂの範囲を２原
子％以上３原子％以下とするのが良い。

【００１２】元素Ｅは、非晶質相の形成能を高め、析出
する微細な結晶粒間の粒界に残存して結晶粒の粗大化を
防ぎ、熱処理において軟磁気特性に悪影響を与えるＦｅ
−Ａ系の化合物相の生成を抑制する効果があると考えら
れるが、特にＢは、元素Ｅの中でも上述の効果が大きい
元素である。元素Ｅの添加量が少ないと粒界の非晶質相
が不安定になって充分な添加効果が得られず、元素Ｅの
添加量が過剰ではＥ−Ａ系及びＦｅ−Ｅ系において化合
物の生成傾向が強く、特にホウ化物が生成した場合には
微細な結晶粒を析出させるための熱処理条件が制約され
て良好な軟磁気特性が得られなくなる。従って、元素Ｅ
の組成比ｖを、０．５原子％以上１８原子％以下とし
た。また、より高い飽和磁束密度を得るには、元素Ｅの
組成比ｖを、０．５原子％以上５原子％以下とするのが
好ましい。

【００１３】また、本発明のＦｅ基軟磁性合金は、１ｋ
Ｈｚにおける透磁率が５０００以上であり、かつ飽和磁
束密度が１．５Ｔ以上であることが好ましい。更に、本
発明のＦｅ基軟磁性合金は、飽和磁束密度が１．６Ｔ以
上であることがより好ましい。

【００１４】

【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Ｆｅ基軟磁性合金は、下
記の組成式により示される合金の溶湯が急冷されて非晶
質とされた後に、結晶化温度以上の温度で熱処理されて
平均結晶粒径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒
が析出されてなるものである。

【００１５】（Ｆｅ_1-aＺ_a）_xＡ_yＤ_zＥ_v ただし、ＺはＮｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方であ
り、ＡはＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆ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、ＤはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ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、ＥはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、白金族元素、Ｙ、
希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ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、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｖは、０≦ａ≦０．２、７５原子％≦ｘ≦９３原子
％、４原子％≦ｙ≦９原子％、０原子％＜ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｖ≦１８原子％である。

【００１６】この組成のＦｅ基軟磁性合金は、平均結晶
粒径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造（体心立方構造）のＦｅ
を主体とする微細な結晶粒からなる結晶質相と、非晶質
相とを主体としてなるものである。

【００１７】本発明の組成系において、主成分であるＦ
ｅと元素Ｚは、本発明のＦｅ基軟磁性合金に磁性を付与
するものであり、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。Ｆｅと元素Ｚの合計量を示す
組成比ｘが９３重量％を越えると、液体急冷法によって
も非晶質相を得ることが困難となり、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、ｘが７５原子
％未満では、飽和磁束密度が低下して１．０Ｔ以上の飽
和磁束密度を得ることができなくなるので好ましくな
い。従って、ｘの範囲を７５原子％≦ｘ≦９３原子％と
した。また、Ｆｅの一部を元素Ｚで置換すると、Ｆｅ基
軟磁性合金の飽和磁束密度、透磁率、磁歪等を調整する
ことが可能となる。ただし、例えば元素ＺとしてＣｏを
添加した場合は、透磁率が増大する一方で飽和磁束密度
は減少する。従って、元素Ｚの組成比ａは０．２以下と
するのが好ましく、０．０５以下とするのがより好まし
い。

【００１８】元素Ｅには、Ｆｅ基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が、特にＢ
は、元素Ｅの中でも上述の効果が大きい元素である。

【００１９】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Ｆｅ基軟磁性合金の軟磁気特性を向上
させ、合金薄帯の磁歪を小さくする作用がある。また、
微細な結晶相を析出させ、その微細な結晶相の結晶粒の
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Ａを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ａ
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、元素Ｅの中でも特にＢ
を添加することが重要となる。

【００２０】元素Ｅの添加量を示すｖ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、ｖが１８原子％を越える
と、Ｅ-Ａ系およびＦｅ-Ｅ系において化合物の生成傾向
が強く、特にホウ化物が生成した場合には微細な結晶粒
を析出させるための熱処理条件が制約されて良好な軟磁
気特性が得られなくなる。このように元素Ｅの添加量を
適切にすることで、析出する微細な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。

【００２１】元素Ｅのうち、Ａｌ、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。また、Ｒｕその他の白金族元素を添加すると、Ｆｅ
基軟磁性合金の耐腐食性を向上させる効果も得られる。
また、Ｙ、希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇ
ｅ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌ
ｉ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等の元素を添加する
と磁歪を調整することが可能になる。

【００２２】また、非晶質相を得やすくするためには、
非晶質形成能が特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ（元素Ａ）の
いずれかを含むことが好ましい。また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎ
ｂの一部は他の４Ａ〜６Ａ族元素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、Ｎ
ｂのいずれかを含むことがより好ましい。こうした元素
Ａは、比較的遅い拡散種であり、元素Ａ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。

【００２３】元素Ａの添加量を示すｙが４原子％未満で
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１３ｎ
ｍであるのに対してＨｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗大
化する。また、元素Ａの添加量を示すｙが９原子％を越
えると、Ａ-Ｂ系またはＦｅ-Ａ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他、液体急冷後の
薄帯状合金が脆化し、所定の形状に加工することが困難
となる。

【００２４】中でもＮｂ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Ｆｅ基軟磁
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、Ｆｅ基軟磁性合金を安価に
製造することができる。

【００２５】Ｆｅの濃度を高くすると、Ｆｅ基軟磁性合
金の飽和磁束密度が高くなる一方で透磁率が低下する
が、元素Ｄを添加すると透磁率を低下させずに飽和磁束
密度を向上させることが可能になる。元素Ｄは、遷移元
素を主体とするものであり、これら元素ＤがＦｅ基軟磁
性合金に添加されると、その一部がｂｃｃ構造のＦｅの
結晶粒に固溶する。元素Ｄが固溶すると、Ｆｅ相の磁気
モーメントが低下するがキュリー温度が上昇するため
に、磁気モーメントが低下するにも係わらず室温におけ
るＦｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度が向上する。元素Ｄ
のうち、ＭｎとＶがキュリー温度を高める効果が大きい
が、特にＶを添加した方がキュリー温度をより高めるこ
とが可能になる。また、ＭｎとＶの両方を同時に添加す
れば、Ｆｅ基軟磁性合金の透磁率を低下させずに飽和磁
束密度を高める効果がより大きくなる。

【００２６】しかし、元素Ｄが過剰に添加されるとＦｅ
基軟磁性合金の透磁率が低下するので、元素Ｄの組成比
ｚを５原子％以下とした。また、元素ＤとしてＭｎとＶ
を添加した場合に、Ｍｎの量がＶの量に対して過剰若し
くは少ないと、Ｆｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度を１．
６Ｔ以上とするのが困難になるので、Ｍｎの組成比ｂを
１原子％以上３．２５原子％以下とした。また、飽和磁
束密度を１．６５Ｔ以上とするには、組成比ｂの範囲を
２原子％以上３原子％以下とするのが良い。

【００２７】その他、上記組成系のＦｅ基軟磁性合金に
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。

【００２８】上記の組成のＦｅ基軟磁性合金によれば、
１ｋＨｚにおける透磁率が５０００以上であり、かつ飽
和磁束密度が１．５Ｔ以上の磁気特性が得られる。特
に、組成によっては、飽和磁束密度が１．６Ｔ以上のＦ
ｅ基軟磁性合金が得られる。

【００２９】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、これを加熱して微細
な結晶粒を形成する熱処理工程によって通常得ることが
できる。溶湯の急冷は、例えば溶湯を回転する冷却ロー
ルに向けて噴出して非晶質薄帯を得るいわゆる液体急冷
法等の手段を用いることができる。所定の温度範囲で非
晶質合金に熱処理がなされることにより、非晶質相の一
部が結晶化し、非晶質相と平均結晶粒径３０ｎｍ以下の
微細な結晶粒とが混合した組織が得られる。

【００３０】熱処理により平均結晶粒径３０ｎｍ以下の
微細な結晶相組織が析出したのは、急冷状態の非晶質合
金等が非晶質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（ｂｃｃ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
体心立方構造を有するＦｅの微細結晶相が析出する温度
は、合金の組成によるが４８０〜５５０℃程度であり、
５２５℃以上であればＦｅ基軟磁性合金の熱安定性をよ
り向上する。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。
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。

【００３１】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。

【００３２】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、優れた軟磁気特性を得ること
ができる。また、保持時間は６０分より長くしても軟磁
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。

【００３３】上記のＦｅ基軟磁性合金は、下記の組成式
により示され、平均結晶粒径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造
のＦｅの結晶粒が析出されてなり、Ｆｅの結晶粒に固溶
する元素Ｄが添加されることにより、Ｆｅ基軟磁性合金
のキュリー温度を高くして室温における飽和磁束密度を
向上させるので、Ｆｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度と透
磁率を共に高くすることができる。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_xＡ_yＤ_zＥ_v ただし、ＺはＮｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方であ
り、ＡはＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆ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、ＤはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ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、ＥはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、白金族元素、Ｙ、
希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ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、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｖは、０≦ａ≦０．２、７５原子％≦ｘ≦９３原子
％、４原子％≦ｙ≦９原子％、０原子％＜ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｖ≦１８原子％である。

【００３４】上述の組成のＦｅ基軟磁性合金によれば、
１ｋＨｚにおける透磁率が５０００以上であり、かつ飽
和磁束密度が１．５Ｔ以上の磁気特性を得ることができ
る。特に、組成によっては、飽和磁束密度が１．６Ｔ以
上のＦｅ基軟磁性合金を得ることができる。

【００３５】

【実施例】Ｆｅ、Ｂ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒを原
料としてそれぞれ所定量秤量して混合し、減圧Ａｒ雰囲
気下でアーク溶解炉を用いて溶融し、組成物のインゴッ
トを製造した。このインゴットをるつぼ内に入れて高周
波誘導加熱により溶融し、減圧Ａｒ雰囲気下で回転して
いる銅製の冷却ロール（単ロール）上に溶湯を噴出させ
急冷することにより、所定の組成の急冷薄帯を得た。得
られた急冷薄帯の幅は約１５ｍｍ、厚さは２０〜３０μ
ｍであった。得られた急冷薄帯に所定の条件で熱処理を
施して、微細な結晶質相を析出させることにより、Ｆｅ
基軟磁性合金薄帯とした。このＦｅ基軟磁性合金薄帯の
磁気特性を調査した。結果を表１、表２及び表３に示
す。表１に示す試料番号１〜１７の試料の熟処理条件
は、昇温速度１８０（℃／分）、熱処理温度（保持温
度）６３０℃、保持時間５分とした。表２及び表３に示
す試料番号１８〜３０の試料の熱処理条件は、熱処理温
度を５６０℃、６１０℃、６６０℃としたこと以外は表
１の試料と同様の条件とした。

【００３６】透磁率（μ）は、Ｆｅ基軟磁性合金薄帯を
外径１０ｍｍ、内径６ｍｍのリングに打ち抜き、これを
複数積層した後に巻線してインダクタンス法により測定
した。尚、表１〜表３において、透磁率の欄のカッコ内
の数値は、透磁率の実数値の値を示す。保磁カ（Ｈｃ）
は、直流Ｂ−Ｈループトレーサーにより測定し、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。また、飽和磁歪定数（λs）は三端子
容量法により測定した。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】

【表３】

【００４０】表１において、番号１６のＦｅ₉₄Ｚｒ₅Ｍ
ｎ_0.25Ｖ_0.25Ｂ_0.5なる組成の合金薄帯は、透磁率
（μ）が１ｋＨｚにおいて４、４００程度であり、５，
０００に達しない。これは、Ｆｅ量が９４原子％であっ
て過剰なためと推定される。また、Ｚｒ量を４原子％以
下、またはＢ量を０．５原子％以下とした場合は、作製
した薄帯が脆化しており、良好な磁気特性を示さなかっ
た。更に、番号１のＦｅ_85.5Ｚｒ₉Ｍｎ_1.5Ｂ₃なる組成
の合金薄帯、及び番号１７のＦｅ₈₃Ｚｒ₆Ｍｎ₁Ｖ₁Ｂ₉な
る組成の合金薄帯は、飽和磁束密度（Ｂｓ）及び透磁率
（μ）が若干低く、Ｚｒ及びＢが過剰の場合に軟磁気特
性が劣化する傾向にあることを示している。更に、番号
９のＦｅ_85.5Ｚｒ₆Ｍｎ_3.5Ｖ₂Ｂ₃なる組成の合金薄帯
は、ＭｎとＶの合計量が５．５原子％であり、高い透磁
率が（μ）が得られていないことが判る。その他の合金
薄帯については、ＭｎとＶとを同時にかつ適量に添加さ
れたことにより、いずれも高い飽和磁束密度と高い透磁
率とを有しており、優れた軟磁気特性を具備しているこ
とが判る。

【００４１】次に、表１の試料番号２〜６のＦｅ_86.5Ｚ
ｒ₇Ｍｎ_xＶ_3.5-xＢ₃（ｘ＝０，２．０，２．５，３．
０，３．５）なる組成の合金薄帯について、磁気特性と
Ｍｎ及びＶの組成比との関係を詳しく調査した。図１
は、各合金薄帯の結晶化開始温度の測定結果を示す。結
晶化開始温度は示差熱分析（ＤＴＡ）の結果から求め
た。結晶化開始温度は、Ｍｎ量が０〜３．５重量％の範
囲において、５２５℃〜５６１℃の範囲であり、Ｍｎ量
２．５重量％、Ｖ量１．０重量％のときに５２５℃を示
した。従って、６３０℃の熱処理温度で熱処理を行なう
ことにより、非晶質相から微細な結晶質相を充分に析出
させることが可能である。このとき、熱処理時間を調節
することによって、非晶質相および結晶の体積分率を制
御することも可能である。

【００４２】図２には、Ｆｅ_86.5Ｚｒ₇Ｍｎ_3.5Ｂ₃なる
組成の急冷薄帯と、この急冷薄帯を熱処理（６００℃、
１時間保持）して得られた合金薄帯とのＸ線回折の結果
を示す。急冷薄帯においては、非晶質に特有のハローな
回析パターンが得られている。また、合金薄帯において
は、ｂｃｃ−Ｆｅ相による回折パターンが得られてお
り、熱処理によってＦｅを主体とする結晶質相が析出し
ていることが判る。この結果から、本合金薄帯の組織の
大部分が、熱処理により非晶質からｂｃｃ構造（体心立
方構造）のＦｅ相（結晶質相）に変化していることがわ
かる。また、前記ｂｃｃ構造のＦｅの結晶相は、合金薄
帯のＸ線回折ビークの半値幅より求めた結果から、平均
結晶粒径が約１０〜３０ｎｍ程度の微細な結晶粒であっ
た。

【００４３】図３には、１００ｋＨｚにおける透磁率の
実数値（｜μ｜（１００ｋＨｚ））および保磁力Ｈｃの
Ｍｎ量依存性を示す。また、図４には、飽和磁束密度Ｂ
ｓのＭｎ量依存性を示す。Ｍｎ量が増加していくにつれ
て保磁力Ｈｃは減少し、逆に透磁率（｜μ｜）は増加し
ていくことが判る。Ｍｎ量が２．５原子％以上では、透
磁率（｜μ｜）が８，０００を超える高い値を示し、さ
らにＭｎ量が３．５原子％のときは１０，０００に達し
ている。また、透磁率はＭｎ量の変化に対してほぼ直線
的に変化しており、組成を変えることにより所望の特性
を容易に得ることが可能であると推定される。しかし、
図４に示した飽和磁束密度Ｂｓの振る舞いは図３の場合
と異なっており、Ｍｎ量が１〜３．２５原子％の範囲に
おいて飽和磁束密度Ｂｓが１．６２Ｔを越え、Ｍｎ量が
２〜３原子％の範囲において飽和磁束密度Ｂｓが１．６
７Ｔを越え、Ｍｎ量が２．５原子％付近で飽和磁束密度
Ｂｓが最大値１．６９Ｔをとる。つまり、Ｆｅ−Ｚｒ−
Ｂからなる母体合金にＭｎとＶとを同時に添加すること
により、Ｍｎのみ、あるいはＶのみを加えた試料（試料
番号２０、２１、２４、２５、２９〜３８）の飽和磁束
密度Ｂｓよりも大きな値が得られている。軟磁性合金の
用途としてコモンモードチョークを例にすると、このチ
ョーク用の軟磁性合金の特性として、Ｂｓ≧１．６Ｔが
望まれているが、本発明のＦｅ基軟磁性合金によれば、
図４から明らかなようにＭｎ量が０原子％でも１．６２
Ｔと高い値を示し、Ｍｎ量が２．５原子％付近では１．
６９Ｔという非常に高い値を示し、チョーク用の軟磁性
合金として優れた特性を有することが判る。

【００４４】図５には飽和磁歪定数λｓのＭｎ量依存性
を示す。Ｍｎ量が増加するにつれてλｓは滅少し、Ｍｎ
量３．０原子％付近においてほぼ０となっている。上述
の結果より、本発明のＦｅ基軟磁性合金によれば、Ｍｎ
量が２原子％から３原子％の範囲において、１．６７Ｔ
を超える高い飽和磁束密度Ｂｓと、６，０００を超える
優れた透磁率（μ）とを同時に発揮し、さらに磁歪をほ
ぼ０にすることが可能になる。

【００４５】次に、表１の試料番号７、８、１０〜１２
のＦｅ_86.5Ｚｒ₆Ｍｎ_xＶ_4.5-xＢ₃（ｘ＝０，１．５、
２．５、３．５、４．５）なる組成の合金薄帯につい
て、磁気特性とＭｎ及びＶの組成比との関係を詳しく調
査した。図６は、各合金薄帯の結晶化開始温度の測定結
果を示す。結晶化開始温度は前記と同様に示差熱分析
（ＤＴＡ）から求めた。結晶化開始温度はＭｎ量の増加
につれて低下し、Ｍｎ量が０〜４．５重量％の範囲にお
いて４９０℃〜５３３℃の範囲であった。従って、６３
０℃の熱処理温度で熱処理を行なうことにより、非晶質
相から微細な結晶質相を充分に析出させることが可能で
ある。

【００４６】また、Ｆｅ_86.5Ｚｒ₆Ｍｎ_4.5Ｖ_4.5-xＢ₃な
る組成の合金薄帯のＸ線回折分析の結果、ｂｃｃ−Ｆｅ
相による回折パターンが得られ、熱処理によってＦｅを
主体とする結晶質相が析出していることが判明した。ま
た、前記ｂｃｃ構造のＦｅの結晶相は、合金薄帯のＸ線
回折ビークの半値幅より求めた結果から、平均結晶粒径
が約１０〜３０ｎｍ程度の微細な結晶粒であった。

【００４７】図７には、１００ｋＨｚにおける透磁率の
実数値（｜μ｜（１００ｋＨｚ））および保磁力Ｈｃの
Ｍｎ量依存性を示す。また、図８には、飽和磁束密度Ｂ
ｓのＭｎ量依存性を示す。Ｍｎ量が増加していくにつれ
て保磁力Ｈｃは減少するが、Ｍｎ量が１．５〜４．５原
子％の範囲のおいてほぼ一定になる。透磁率（｜μ｜）
はＭｎ量の増加につれて増加し、Ｍｎ量が３．３原子％
付近で最大値を示す。Ｍｎ量が１．５原子％以上では、
透磁率（｜μ｜）が８，０００を超える高い値を示し、
さらにＭｎ量が３．３原子％のときは１０，０００に達
している。図８に示した飽和磁束密度Ｂｓは、Ｍｎ量が
２．５原子％付近で最大値１．７２Ｔを示している。ま
た、Ｍｎ量が０〜４．５原子％の範囲において飽和磁束
密度Ｂｓが１．６５Ｔ以上の高い値を示していることが
判る。つまり、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｂからなる母体合金にＭｎ
とＶとを同時に添加することにより、Ｍｎのみ、あるい
はＶのみを加えた試料（試料番号２０、２１、２４、２
５、２９〜３８）の飽和磁束密度Ｂｓよりも大きな値が
得られている。

【００４８】図９には飽和磁歪定数λｓのＭｎ量依存性
を示す。Ｍｎ量が増加するにつれてλｓは滅少し、Ｍｎ
量４．５原子％付近においてほぼ０となっている。Ｍｎ
量が２．５原子％程度であっても飽和磁歪定数λｓは
４．０×１０^-7 程度の低い値を示し、実用上問題ない
程度である。上述の結果より、本発明のＦｅ基軟磁性合
金によれば、Ｍｎ量が２原子％から４．５原子％の範囲
において、１．６７Ｔを超える高い飽和磁束密度Ｂｓ
と、８，５００を超える優れた透磁率（μ）とを同時に
発揮し、さらに磁歪をほぼ０にすることが可能である。

【００４９】

【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
Ｆｅ基軟磁性合金は、下記の組成式により示され、平均
結晶粒径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒が析
出されてなり、Ｆｅの結晶粒に固溶する元素Ｄが添加さ
れることにより、Ｆｅ基軟磁性合金のキュリー温度を高
くして室温における飽和磁束密度を向上させるので、Ｆ
ｅ基軟磁性合金の飽和磁束密度と透磁率を共に高くする
ことができる。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_xＡ_yＤ_zＥ_v ただし、ＺはＮｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方であ
り、ＡはＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆ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、ＤはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ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、ＥはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、白金族元素、Ｙ、
希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ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、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｖは、０≦ａ≦０．２、７５原子％≦ｘ≦９３原子
％、４原子％≦ｙ≦９原子％、０原子％＜ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｖ≦１８原子％である。

【００５０】また、前記元素Ｅには、Ｂが必ず含まれて
いるので、非晶質相の形成能が高められ、析出する微細
な結晶粒間の粒界に残存して結晶粒の粗大化が防止さ
れ、熱処理において軟磁気特性に悪影響を与えるＦｅ−
Ａ系の化合物相の生成が抑制されることにより、Ｆｅ基
軟磁性合金に高い透磁率を付与することができる。更
に、前記元素Ｄには、ＭｎとＶとが必ず含まれているの
で、高い透磁率を維持したままで飽和磁束密度をより高
くすることができる。

【００５１】上述の組成のＦｅ基軟磁性合金によれば、
１ｋＨｚにおける透磁率が５０００以上であり、かつ飽
和磁束密度が１．５Ｔ以上の磁気特性を得ることができ
る。特に、組成によっては、飽和磁束密度が１．６Ｔ以
上のＦｅ基軟磁性合金を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₇Ｍｎ_xＶ_3.5-xＢ₃（ｘ＝０，
２．０，２．５，３．０，３．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の結晶化開始温度のＭｎ量依存性を示す図
である。

【図２】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₇Ｍｎ_3.5Ｂ₃なる組成の急冷薄
帯と、Ｆｅ基軟磁性合金薄帯とのＸ線回折分析の結果を
示す図である。

【図３】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₇Ｍｎ_xＶ_3.5-xＢ₃（ｘ＝０，
２．０，２．５，３．０，３．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の透磁率の実数値（｜μ｜）及び保磁力
（Ｈｃ）のＭｎ量依存性を示す図である。

【図４】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₇Ｍｎ_xＶ_3.5-xＢ₃（ｘ＝０，
２．０，２．５，３．０，３．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の飽和磁束密度（Ｂｓ）のＭｎ量依存性を
示す図である。

【図５】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₇Ｍｎ_xＶ_3.5-xＢ₃（ｘ＝０，
２．０，２．５，３．０，３．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の飽和磁歪定数（λｓ）のＭｎ量依存性を
示す図である。

【図６】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₆Ｍｎ_xＶ_4.5-xＢ₃（ｘ＝０，
１．５、２．５、３．５、４．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の結晶化開始温度のＭｎ量依存性を示す図
である。

【図７】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₆Ｍｎ_xＶ_4.5-xＢ₃（ｘ＝０，
１．５、２．５、３．５、４．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の透磁率の実数値（｜μ｜）及び保磁力
（Ｈｃ）のＭｎ量依存性を示す図である。

【図８】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₆Ｍｎ_xＶ_4.5-xＢ₃（ｘ＝０，
１．５、２．５、３．５、４．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の飽和磁束密度（Ｂｓ）のＭｎ量依存性を
示す図である。

【図９】Ｆｅ_86.5Ｚｒ₆Ｍｎ_xＶ_4.5-xＢ₃（ｘ＝０，
１．５、２．５、３．５、４．５）なる組成のＦｅ基軟
磁性合金薄帯の飽和磁歪定数（λｓ）のＭｎ量依存性を
示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者中沢誠東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者尾藤輝夫東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者牧野彰宏東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者井上明久宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地川内住宅11−806 (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

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】下記の組成式により示される合金の溶湯
が急冷されて非晶質とされた後に、熱処理されて平均結
晶粒径３０ｎｍ以下のｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒が析出
されてなることを特徴とするＦｅ基軟磁性合金。（Ｆｅ_1-aＺ_a）_xＡ_yＤ_zＥ_v ただし、ＺはＮｉ、Ｃｏのいずれか一方または両方であ
り、ＡはＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆ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、ＤはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｎ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、ＥはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、白金族元素、Ｙ、
希土類元素、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ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、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、
ｚ、ｖは、０≦ａ≦０．２、７５原子％≦ｘ≦９３原子
％、４原子％≦ｙ≦９原子％、０原子％＜ｚ≦５原子
％、０．５原子％≦ｖ≦１８原子％である。
【請求項２】前記元素Ｅは、Ｂを含むことを特徴とす
る請求項１記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項３】前記元素Ｄは、ＭｎとＶを含むことを特
徴とする請求項１ないし請求項２記載のＦｅ基軟磁性合
金。
【請求項４】前記組成式中の組成比を示すｙ、ｖが、
５≦ｙ≦８原子％、０．５≦ｖ≦５原子％であることを
特徴とする請求項１ないし請求項３記載のＦｅ基軟磁性
合金。
【請求項５】前記元素Ｄ中のＭｎの組成比をｂ原子％
とし、Ｖの組成比を（ｚ−ｂ）原子％としたとき、１原
子％≦ｂ≦３．２５原子％であることを特徴とする請求
項３記載のＦｅ基軟磁性合金。
【請求項６】１ｋＨｚにおける透磁率が５０００以上
であり、かつ飽和磁束密度が１．５Ｔ以上であることを
特徴とする請求項１ないし請求項５記載のＦｅ基軟磁性
合金。
【請求項７】飽和磁束密度が１．６Ｔ以上であること
を特徴とする請求項１ないし請求項６記載のＦｅ基軟磁
性合金。