專利名稱：高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金和使用它的磁芯及制法的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及用于磁頭、變壓器、軛流圈的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金和使用它的磁芯以及其制法，特別是涉及飽和磁通密度高、鐵損低的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金、磁芯以及其制法。
對于用于磁頭、變壓器、軛流圈的軟磁性合金，一般要求的特性是高飽和磁通密度、高導磁率、低頑磁力等。另外，特別是用于變壓器時，要求低鐵損。
因此，在制造軟磁性合金時，從這些觀點看，對于各種合金體系中的材料進行研究。
以往，對于上述用途，使用Fe、Si合金、FeNi合金等，最近漸漸地使用Fe基或Co基的非結晶形合金。
由于FeSi合金的飽和磁通密度高，但鐵損大，所以在用于變壓器時，存在電力損耗變大的問題。
另外，對于FeNi合金的軟磁性優(yōu)良的合金組成，存在飽和磁通密度變低的問題。
進而，F(xiàn)e基的非結晶形合金的飽和磁通密度及鐵損優(yōu)良，但熱穩(wěn)定性低，所以存在著磁特性隨時間變化而變大的問題。另外，Co基的非結晶形合金飽和磁通密度低，所以存在著不適于電力變換的變壓器的問題。
可是，作為變壓器用的軟磁性合金的重要特性是鐵損小的同時飽和磁通密度高。
以往，作為變壓器廣泛使用的硅鋼的鐵損是1.0W/kg(1.7T、50Hz)、飽和磁通密度是2.0T，所以需要將鐵損變成更小。
另外，以往，作為一部分用途使用的變壓器所用的Fe基的非結晶合金，其鐵損是0.25W/kg(1.4T、50Hz)、飽和磁通密度是1.56T，進而有希望鐵損變小，飽和磁通密度變大的問題。
基于這樣的背景，本發(fā)明者們，首先對于高飽和磁通密度的Fe基軟磁性合金，在專利公告第65145/1995號說明書、專利公開第93249/1993號說明書中進行了專利申請。
與該專利申請有關的合金之一是以下式表示的組成為特征的高飽和磁通密度軟磁性合金。
(Fe1-a1Qa1)bBx1Ty1但是，Q是Co、Ni中的任何一種或其兩種，T是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W組成群選出的一種或兩種以上的元素、且含有Zr、Hf中的任何一種或其兩種，a1≤0.05、b≤93原子％、x1＝0.5～8原子％、y1＝4～9原子％。
另外，上述專利申請的合金的另外一種是以下式表示的組成為特征的高飽和磁通密度軟合金。
FebBx2Ty2但是，T是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W組成群選出的一種或兩種以上的元素、且含有Zr、Hf中任何一種或其兩種，b≤93原子％、x2＝0.5～8原子％、y2＝4～9原子％。
要想得到具有這些特性的軟磁性合金，可通過加入新的元素或調(diào)節(jié)其組成比等得到發(fā)揮所希望的軟磁特性的材料。
可是，決定材料特性時，一般只是設置關于這些組合的規(guī)定是不充分的，對于其制造方法也需給予充分注意。例如，在通過使用具有冷卻輥和噴嘴的坩堝等的單面輥液體急冷法得到大部分成為非晶質相的合金時的后工序中，其合金的熱處理，例如退火處理進行得如何，對于所制造的材料特性有很大影響。更具體地，退火處理實際上進行到什么程度(熱處理溫度決定的)，另外，達到該熱處理溫度的溫度與時間關系，即受到升溫速度達到怎樣的程度等影響，合金的特性也就有所變化。
另外，通過使用具有冷卻輥和噴嘴的坩堝的單面輥液體急冷法得到合金時，從其噴嘴噴射出金屬溶液時的該金屬溶液溫度，即噴射溫度對于制造的材料特性有很大的影響。
進而，將上述軟磁性合金做為變壓器等使用時，在制造加工時必須長時間置于加熱狀態(tài)，但若這樣制造的軟磁性合金長時間置于加熱狀態(tài)(高溫狀態(tài))，則存在磁特性隨時間而變化的大問題。另外，在將上述軟磁性合金用于小型電子機器時，例如磁頭時，為了進一步提高輸出而增加正常檢測電流時，磁頭超過200℃左右的高溫程度，若在這樣的高溫狀態(tài)長時間使用，上述軟磁性合金的磁特性隨時間變化大，所以在得到的產(chǎn)品的可靠性上存在問題。
如以上所述，本發(fā)明者們開發(fā)了上述各組成的各種Fe基軟磁性合金，但對于上述組成的合金進行反復研究的結果表明，若在上述合金的元素T中，將Zr和Nb的組成比限定在某個范圍內(nèi)，則可顯示出優(yōu)良的軟磁特性。
另外，以往完全沒有予想到的是，通過限定Zr和Nb的組成比，在數(shù)100Hz以下時鐵損大幅度地降低，另外，破壞應變也非常大。
這樣，本發(fā)明者們就提出了本發(fā)明。
因此，本發(fā)明的第一個目的在于提供了軟磁特性優(yōu)良、鐵損小、破壞應變大、加工性優(yōu)良的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金或磁芯。
進而，本發(fā)明的第二個目的在于提供鐵損在0.10W/kg(1.4T、50Hz)以下，飽和磁通密度在1.5T以上、在加熱狀態(tài)下長時間放置其磁特性隨時間變化小、可適合變壓器等制造時的彎曲加工、作為變壓器用等的優(yōu)良的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金或磁芯。
本發(fā)明的第三個目的，是鑒于以上所述而進行的，其目的在于提供低頑磁力、高導磁率、高飽和磁通密度的軟磁特性優(yōu)良的合金的制造方法。
本發(fā)明的第四個目的是上述軟磁性合金制造方法的發(fā)展，其在于提供軟磁特性高、在高溫狀態(tài)下長時間放置磁特性隨時間變化小、適于變壓器制造時的加工的作為變壓器用的優(yōu)良Fe基軟磁性合金的制造方法。
為了達到上述目的，本發(fā)明采用了如下構成。
本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金是將非晶質相作為主體的合金進行熱處理、做成以組織的50％以上為平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe相作為主體的微細結晶組織，且由下式構成的。
FeaZrxNbyBz但是，表示組成比的a、x、y、z是80原子％≤a、5原子％≤x+y≤7原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、5原子％≤z≤12.5原子％。
另外，表示上述組成比的a、x、y、z也可以是83原子％≤a、5.7原子％≤x+y≤6.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、6原子％≤z≤9.5原子％。
進而，表示上述組成比的a、x、y、z也可以是85原子％≤a≤86原子％、5.7原子％≤x+y≤6.5原子％、x/(x+y)＝2/6、8原子％≤z≤9原子％。
進而，表示Zr、Nb的組成比的x、y優(yōu)選的是，1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％。
另外，本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，在將上述bcc-Fe相的結晶化溫度取為Tx1、將由Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度取為Tx2、將結晶化溫度的間隔(ΔTx)取為ΔTx＝Tx2-Tx1時，是200℃≤ΔTx。
另外，本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其飽和磁通密度是1.5T以上。
進而，本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，在頻率50Hz、外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下。
另外，本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，在200℃下，時效500小時左右的鐵損變化率是10％以下。
本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其破壞應變是1.0×10-2以上。
另外，將合金進行熱處理的條件，優(yōu)選的是升溫速度10℃/分鐘以上、更優(yōu)選的是10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下、最優(yōu)選的是30℃/分鐘以上100℃/分鐘以下、熱處理溫度優(yōu)選的是490℃以上670℃以下、最優(yōu)選的是500℃以上560℃以下，保持時間，優(yōu)選的是無或1小時以下。
本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，含有Fe、Zr、Nb和B，特別是使Zr(x)和Nb(y)的組成比為5.7原子％≤x+y≤6.5原子％，且1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6的范圍，可提高導磁率及飽和磁通密度、減小鐵損。特別是數(shù)100Hz以下的低頻率范圍的鐵損顯著降低，進而鐵損隨時間變化也變小。
另外，由于帶有磁性的元素Fe的組成比是80原子％以上、優(yōu)選的是83原子％以上、最優(yōu)選的是比85原子％以上還高，所以可使飽和磁通密度提高，從而提高了高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的軟磁特性。
進而，具有非晶質形成能的B的組成比，由于在12.5原子％以下、優(yōu)選的是在9.5原子％以下、最優(yōu)選的是比9原子％以下還少，所以將合金進行熱處理，析出微細結晶質組織時，可抑制FeB系化合物的生成、防止軟磁特性降低。
另外，結晶化溫度的間隔(ΔTx)在200℃以上時，由于bcc-Fe相和該bcc-Fe相在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度的間隔變大，所以可通過將合金在最適宜條件下進行熱處理，僅使bcc-Fe相析出，而抑制其它化合物相析出，可使高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的軟磁特性提高。
本發(fā)明的第二高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，由下式表示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分是由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金急冷成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上，冷卻析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中任何一種或其兩種，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素、表示組成比的a、b、x、y、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％。
本發(fā)明的第二高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，由下式表示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成、其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金急冷成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上、冷卻析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素、M’是從Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上的元素、表示組成比的b、x、y、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、u≤5原子％。
本發(fā)明的第二高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，是為了解決上述問題，在上述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，在320℃下加熱100小時的鐵損變化率20％以下，飽和磁通密度1.5T以上、導磁率30000以上。
本發(fā)明的第二高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，破壞應變做成10×10-3以上。
本發(fā)明的第三高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，含有Fe、Zr、Nb及B，進而含有Zn、組織的至少50％以上由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金構成。
本發(fā)明的第三高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，在上述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，在320℃下加熱100小時的鐵損變化率為20％以下、飽和磁通密度為1.5T以上，導磁率為30000以上。
本發(fā)明的第三高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，由下式表示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金急冷成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnz但是，Q是Co、Ni中任何一種或其兩種，表示組成比的a、b、x、y、t、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％、5原子％≤t≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、5.0原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6。
本發(fā)明的第三高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，由下式表示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成、其余部分是由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金急冷成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上、冷卻析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnzM’u但是，Q是Co、Ni中任何一種或其兩種，M’是由Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上的元素、表示組成比的a、b、x、y、t、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％、5原子％≤t≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、u≤5原子％、5.0原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6。
本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，為了解決上述問題，破壞應變做成10×10-3以上。
本發(fā)明的低鐵損磁芯是使用上述Fe基軟磁性合金的。本發(fā)明的低鐵損磁芯是由飽和磁通密度1.5T以上的低鐵損Fe基軟磁性合金構成的。
進而，本發(fā)明的低鐵損磁芯是由頻率50Hz下、外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下的低鐵損Fe基軟磁性合金構成的。
本發(fā)明的低鐵損磁芯，是在200℃下，時效500小時前后的鐵損變化率是10％以下的低鐵損Fe基軟磁性合金構成的。
本發(fā)明的低鐵損磁芯是由破壞應變1.0×10-2以上的低鐵損Fe基軟磁性合金的薄帶構成。
本發(fā)明的低鐵損磁芯是由上述低鐵損Fe基軟磁性合金的薄帶形成的環(huán)狀體1或2枚以上疊層而成。
另外，本發(fā)明的低鐵損磁芯是將上述低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶卷繞，做成環(huán)狀而構成的。
為了達到上述目的，本發(fā)明的Fe基軟磁性合金的制法采用如下構成。
本發(fā)明的第一制造方法，是對于如下的各種合金，將達到其熱處理工序的熱處理溫度的升溫速度控制在10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下。
另外，更優(yōu)選的是將該升溫速度設定在30℃/分鐘以上100℃/分鐘以下。
進而，除上述之外，將上述熱處理溫度設定在490℃以上670℃以下的同時，最優(yōu)選的是控制在500℃以上560℃以下。
本發(fā)明的Fe基軟磁性合金的第二制造方法是在將坩堝內(nèi)熔融的以Fe為主成份、含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素M和B的合金溶液，通過噴嘴噴向冷卻輥，在該冷卻輥上得到急冷凝固的Fe基軟磁性合金的制法中，從上述噴嘴噴出的上述溶液溫度低于1350℃。
另外，在該方法中，將急冷凝固的非晶質狀態(tài)的上述合金加熱到結晶化溫度以上，析出bccFe的結晶粒。進而，將上述溶液的噴出溫度控制在1240℃以上。
上述的Fe基軟磁性合金，由組織的至少50％以上是平均結晶粒徑100nm以下的bccFe作為主體的微結晶粒構成、其余部分具有非晶質相組織。
本發(fā)明的第三Fe基磁性合金的制造方法，為了解決上述問題，是將以Fe作為主成份、含有從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素的M和B的非晶質合金，通過第一熱處理，做成以平均結晶粒徑30nm以下的微細bcc結構的Fe的結晶粒作為主體，做成含有非晶質相的微結晶合金后，以100℃以上，上述第一熱處理溫度的保持溫度以下的保持溫度，進行第二熱處理。
另外，本發(fā)明的第三Fe基軟磁性合金的制造方法，為了解決上述問題，在上述的Fe基軟磁性合金的制法中，上述第二熱處理的保持溫度控制在200～400℃。
進而，本發(fā)明的第三Fe基軟磁性合金的制造方法，為了解決上述問題，在上述的Fe基軟磁性合金的制法中，保持上述第二熱處理0.5～100小時。
另外，本發(fā)明的第三Fe基軟磁性合金的制造方法，為了解決上述問題，在上述的Fe基軟磁性合金的制法中，保持上述第二熱處理1～30小時。
另外，本發(fā)明的第三Fe基軟磁性合金的制造方法，為了解決上述問題，在上述的Fe基軟磁性合金的制法中，以10～200℃/分鐘的升溫速度進行上述第一熱處理。
進而，本發(fā)明的Fe基軟磁性合金的制造方法，為了解決上述問題，在上述的Fe基軟磁性合金的制法中，上述第一熱處理的保持溫度是500～800℃。
另外，上述本發(fā)明的第一至第三的Fe基軟磁性合金的制造方法，作為上述Fe基軟磁性合金，優(yōu)選的是使用下述組成式所表示的。
(Fe1-aZa)bBxMy但是，Z是Ni、Co中的一種或兩種以上的元素，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素，0≤a≤0.1、75原子％≤b≤93原子％、0.5原子％≤x≤18原子％、4原子％≤y≤9原子％。
另外，上述的Fe基軟磁性合金也可以是用下述組成式表示的。
(Fe1-aZa)bBxMyXz但是，Z是Ni、Co中的一種或兩種以上的元素，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素，X是Si、Al、Ge、Ga、0≤a≤0.1、75原子％≤b≤93原子％、0.5原子％≤x≤18原子％、4原子％≤y≤9原子％、z≤5原子％。
另外，上述Fe基軟磁性合金也可以是用下述組成式表示的。
(Fe1-aZa)bBxMyTt但是，Z是Ni、Co中的一種或兩種以上的元素，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素，T是從Cu、Ag、Au、Pd、Pt中選出的一種或兩種以上的元素，0≤a≤0.1、75原子％≤b≤93原子％、0.5原子％≤x≤18原子％、4原子％≤y≤9原子％、t≤5原子％。
另外，上述Fe基軟磁性合金也可以是用下述組成式表示的。
(Fe1-aZa)bBxMyTtXz但是，Z是Ni、Co中的一種或兩種以上的元素，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素，T是從Cu、Ag、Au、Pd、Pt中選出的一種或兩種以上的元素，X是Si、Al、Ge、Ga，0≤a≤0.1、75原子％≤b≤93原子％、0.5原子％≤x≤18原子％、4原子％≤y≤9原子％、t≤5原子％、z≤5原子％。
另外，上述Fe基軟磁性合金，也可使用第一至第三的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金。
下面結合


本發(fā)明的實施例。
圖1是以制造本發(fā)明合金的裝置的一例的一部分作為斷面的構成圖。
圖2是表示投入到制造本發(fā)明合金時所用的坩堝中的Zn量和得到的合金薄帶試樣的Zn分析值的關系圖。
圖3是表示本發(fā)明實施例的低鐵損磁芯的分解斜視圖。
圖4是表示本發(fā)明實施例的其它的低鐵損磁芯的分解斜視圖。
圖5是表示使用本發(fā)明的低鐵損磁芯的共態(tài)軛流圈的斜視圖。
圖6是表示本發(fā)明的第三Fe基軟磁性合金制造方法的熱處理圖形顯示圖。
圖7是表示本發(fā)明的第三Fe基軟磁性合金制造方法的熱處理圖形另一例的圖。
圖8是表示由Fe85.75Zr2Nb4B8.25組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，在熱處理前的X線衍射分析結果圖。
圖9是表示Fe85.75Zr2Nb4B8.25組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，在熱處理后的X線衍射分析結果圖。
圖10是表示Zr和Nb的總量是5原子％的軟磁性合金的組成和頑磁力(Hc)的關系圖。
圖11是表示Zr和Nb的總量是5原子％的軟磁性合金的組成和1kHz的導磁率(μ’)的關系圖。
圖12是表示Zr和Nb的總量是5原子％的軟磁性合金的組成與10Oe的外加磁場中的飽和磁通密度(B10)的關系圖。
圖13是表示Zr和Nb的總量是5原子％的軟磁性合金的組成與殘留磁化(Br)的關系圖。
圖14是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)的關系圖。
圖15是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)的關系圖。
圖16是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與10Oe的外加磁場中的飽和磁通密度(B10)的關系圖。
圖17是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與殘留磁化(Br)的關系圖。
圖18是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)達到最小時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖19是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)達到最大時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖20是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖21是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與從bcc-Fe相在高溫側析出的化合物相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖22是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與FeBx相的結晶化溫度(Tx2)的關系圖。
圖23是表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的組成與結晶化溫度的間隔(ΔTx)的關系圖。
圖24是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)的關系圖。
圖25是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)的關系圖。
圖26是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與10Oe的外加磁場中的飽和磁通密度(B10)的關系圖。
圖27是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與殘留磁化(Br)的關系圖。
圖28是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的平均結晶粒徑的關系圖。
圖29是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與磁致伸縮常數(shù)(λs)的關系圖。
圖30是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)達到最小時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖31是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)達到最大時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖32是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖33是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與FeBx相的結晶化溫度(Tx2)的關系圖。
圖34是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與從bcc-Fe相在高溫側析出的化合物相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖35是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的組成與結晶化溫度的間隔(ΔTx)的關系圖。
圖36是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)的關系圖。
圖37是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)的關系圖。
圖38是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與10Oe的外加磁場中的飽和磁通密度(B10)的關系圖。
圖39是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與殘留磁化(Br)的關系圖。
圖40是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的平均結晶粒徑的關系圖。
圖41是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與磁致伸縮常數(shù)(λs)的關系圖。
圖42是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)達到最小時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖43是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)達到最大時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖44是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖45是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與從bcc-Fe相在高溫側析出的化合物相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖46是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與FeBx相的結晶化溫度(Tx2)的關系圖。
圖47是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的組成與結晶化溫度的間隔(ΔTx)的關系圖。
圖48是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)的關系圖。
圖49是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)的關系圖。
圖50是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與10Oe的外加磁場中的飽和磁通密度(B10)的關系圖。
圖51是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與殘留磁化(Br)的關系圖。
圖52是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的平均結晶粒徑的關系圖。
圖53是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與磁致伸縮常數(shù)(λs)的關系圖。
圖54是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與頑磁力(Hc)達到最小時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖55是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與導磁率(μ’)達到最大時的熱處理溫度(Ta)的關系圖。
圖56是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖57是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與FeBx相的結晶化溫度(Tx2)的關系圖。
圖58是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與從bcc-Fe相在高溫側析出的化合物相的結晶化溫度(Tx1)的關系圖。
圖59是表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的組成與結晶化溫度的間隔(ΔTx)的關系圖。
圖60是表示Zr和Nb的組成比與頑磁力(Hc)的關系圖。
圖61是表示Zr和Nb的組成比與結晶化溫度的間隔(ΔTx)的關系圖。
圖62是表示Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe90Zr7B3、Fe84Nb7B9組成的軟磁性合金的熱處理溫度(Ta)與破壞應變(λf)的關系圖。
圖63是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的軟磁性含金的磁通密度(Bm)與鐵損的關系圖。
圖64是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9組成的軟磁性合金的磁通密度(Bm)與鐵損的關系圖。
圖65是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的軟磁性合金的鐵損隨時間變化圖。
圖66是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的軟磁性合金的磁通密度(Bm)與鐵損變化率的關系圖。
圖67是表示Fe78Si9B13、Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的軟磁性合金的鐵損隨時間變化圖。
圖68是表示Fe78Si9B13、Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的軟磁性合金的鐵損變化率隨時間變化圖。
圖69是本發(fā)明組成系的(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的試樣的熱處理前后的X線衍射圖。
圖70是表示測定與本發(fā)明組成系類似的組成系FecZrdNbeBf組成的試樣頑磁力的結果和對于該組成系，在0.034～0.142原子％范圍中添加Zn的組成系(FecZrdNbeBf)100-zZnz組成的試樣頑磁力的結果的三角組成圖。
圖71是表示對于與圖70所表示試驗結果的試樣相同組成的試樣，測定在1kHz下的導磁率(μ’導磁率的實數(shù)部分)結果的三角組成圖。
圖72是表示對于與圖71所表示試驗結果的試樣相同組成的試樣，從外加磁場10Oe得到的磁化曲線求出的飽和磁通密度(B10)的三角組成圖。
圖73是表示在先試樣的殘留磁通密度(Br)測定結果的三角組成圖。
圖74是表示在先試樣的第一結晶化溫度(Tx1是bcc-Fe的結晶化溫度)的三角組成圖。
圖75是表示在先試樣的中間結晶化溫度(Tx1’是化合物相的結晶化溫度)的三角組成圖。
圖76是表示在先試樣的第二結晶化溫度(Tx2是化合物相的結晶化溫度)的三角組成圖。
圖77是表示對于在先試樣，用Tx2-Tx1表示的ΔTx的三角組成圖。
圖78是表示在與本發(fā)明組成類似的組成系中不含Zn的組成系的試樣的結晶粒徑的三角組成圖。
圖79是表示在與本發(fā)明組成類似的組成系中不含Zn的組成系的試樣的磁致伸縮(λs)的三角組成圖。
圖80是表示添加Zn的本發(fā)明組成系合金試樣的結晶粒徑(D)的Zn濃度依存性圖。
圖81是表示添加Zn的本發(fā)明組成系合金試樣的磁致伸縮(λs)的Zn濃度依存性圖。
圖82是表示對于在Fe85.75Zr2Nb4B8.25組成的合金試樣中加入0.12原子％或0.13原子％的Zn的試樣，用交流磁化特性測定裝置測定鐵損的結果，與比較例的Fe78Si9B13的組成的薄帶試樣的數(shù)值的比較圖。
圖83是表示Fe78Si9B13組成的比較例試樣、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的比較例試樣和Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的本發(fā)明合金試樣的鐵損隨時間變化(在200℃加熱后，在常溫下測定)圖。
圖84是表示使用與圖17所用的試樣相同組成的試樣，在320℃加熱規(guī)定時間后，在室溫下的鐵損圖。
圖85是表示圖18所示的鐵損的時間變化率圖。
圖86是表示板厚分別為20μm的薄帶試樣對于各種組成的比較例試樣和本發(fā)明合金試樣的彎曲直徑和破壞應變的值。
圖87是表示對于由磁化的溫度變化求出的非晶質相的居里溫度變化的Zn濃度依存性圖。
圖88是表示對于由磁化的溫度變化求出的薄帶試樣的居里溫度變化的Zn濃度依存性圖。
圖89是表示FeNbB系合金的頑磁力的Zn濃度依存性圖。
圖90是表示FeNbB系合金的導磁率的Zn濃度依存性圖。
圖91是表示FeZrNbB系合金的頑磁力的Zn濃度依存性圖。
圖92是表示FeZrNbB系合金的導磁率的Zn濃度依存性圖。
圖93是表示Zr和Nb的總量含有4原子％的試樣的頑磁力的三角組成圖。
圖94是表示對于組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金進行達到熱處理溫度Ta后的保持時間為0分鐘的熱處理，其熱處理溫度Ta及升溫速度與上述合金的導磁率μ’的關系圖。
圖95是表示對于組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金進行達到熱處理溫度Ta后的保持時間為0分鐘的熱處理，其熱處理溫度Ta及升溫速度和上述合金的頑磁力Hc的關系圖。
圖96是表示在圖94中，將保持時間取為5分鐘時的導磁率μ’的圖。
圖97是表示在圖95中，將保持時間取為5分鐘時的頑磁力Hc的圖。
圖98是表示在圖94中，將保持時間取為10分鐘時的導磁率μ’的圖。
圖99是表示在圖95中，將保持時間取為10分鐘時的頑磁力Hc的圖。
圖100是表示在圖94中，將保持時間取為30分鐘時的導磁率μ’的圖。
圖101是表示在圖95中，將保持時間取為30分鐘時的頑磁力Hc的圖。
圖102是表示在圖94中，將保持時間取為60分鐘時的導磁率μ’的圖。
圖103是表示在圖95中，將保持時間取為60分鐘時的頑磁力Hc的圖。
圖104是將噴出溫度為1280℃的圖94、圖96、圖98、圖100及圖102所示的導磁率μ’表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖105是將噴出溫度為1280℃的圖94、圖96、圖98、圖100及圖102所示的頑磁力Hc表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖106是表示只將圖104中的保持時間為0、10及60分鐘的導磁率μ’摘錄的圖。
圖107是表示只將圖105中的保持時間為0、10及60分鐘的頑磁力Hc摘錄的圖。
圖108是表示只將圖104中的保持時間為5及30分鐘的導磁率μ’摘錄的圖。
圖109是表示只將圖105中的保持時間為5及30分鐘的頑磁力Hc摘錄的圖。
圖110是將噴出溫度為1320℃的圖95、圖97、圖99、圖101及圖103所示的導磁率μ’表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖111是將噴出溫度為1320℃的圖95、圖97、圖99、圖101及圖103所示的頑磁力Hc表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖112是表示只將圖110中的保持時間為0、10及60分鐘的導磁率μ’摘錄的圖。
圖113是表示只將在圖111中的保持時間為0、10及60分鐘的頑磁力Hc摘錄的圖。
圖114是表示只將在圖110中的保持時間為5及30分鐘的導磁率μ’摘錄的圖。
圖115是表示只將在圖111中的保持時間為5及30分鐘的頑磁力Hc摘錄的圖。
圖116是表示對于組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金，進行達到熱處理溫度Ta后的保持時間為5分鐘的熱處理，其熱處理溫度Ta及升溫速度和上述合金的導磁率μ’的關系圖。
圖117是表示對于組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金，進行達到熱處理溫度Ta后的保持時間為5分鐘的熱處理，其熱處理溫度Ta及升溫速度和上述合金的頑磁力Hc的關系圖。
圖118是表示在圖116中，組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1時的導磁率μ’的圖。
圖119是表示在圖117中，組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1時的頑磁力Hc的圖。
圖120是表示在圖116中，組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn2時的導磁率μ’的圖。
圖121是表示在圖117中，組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn2時的頑磁力Hc的圖。
圖122是表示在圖116中，組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn3時的導磁率μ’的圖。
圖123是表示在圖117中，組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn3時的頑磁力Hc的圖。
圖124是表示將噴出溫度為1260℃的圖116、圖118、圖120及圖122所示的導磁率μ’表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖125是表示將噴出溫度為1260℃的圖117、圖119、圖121及圖123所示的頑磁力Hc表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖126是表示將噴出溫度為1300℃的圖116、圖118、圖120及圖122所示的導磁率μ’表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖127是表示將噴出溫度為1300℃的圖117、圖119、圖121及圖123所示的頑磁力Hc表示在同一圖內(nèi)的圖。
圖128是表示各種組成的軟磁性合金的頑磁力(Hc)的第二熱處理時間依存性的圖。
圖129是表示各種組成的軟磁性合金的導磁率的第二熱處理時間依存性的圖。
首先，對本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金加以說明。
本發(fā)明的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金通常是通過將上述組成的非晶質相作為主體的合金從金屬溶液中急冷的工序，將在此工序中得到的合金進行加熱、冷卻，使微細結晶粒構成的微細結晶質組織析出的熱處理而得到的。
上述組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，由于是由組織的50％以上，優(yōu)選的是70％以上的平均結晶粒徑100nm以下，最優(yōu)選的是300nm以下的bcc-Fe相(體心立方結構的Fe相)為主體的微細結晶粒組成的微細結晶質組織和殘余部非晶質組織作為主體而構成，所以顯示了磁致伸縮小、高飽和磁通密度和優(yōu)良的導磁率。
在本發(fā)明的組成系中，作為主成份的Fe是帶有磁性的元素，為了得到高飽和磁通密度和優(yōu)良的軟磁性特性是重要的。
這些組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，表示Fe的組成比的a是80原子％以上。若a低于80原子％，飽和磁通密度不能達到1.5T以上，所以不理想。
另外，F(xiàn)e的組成比a，優(yōu)選的是83原子％以上，最優(yōu)選的是85原子％以上86原子％以下。
為了得到飽和磁通密度1.5T以上，在滿足其它添加元素的添加范圍的基礎上，盡可能多地含有Fe是必要的，鑒于其它的添加元素量，含有超過80原子％的量，可容易地得到如后述實施例中的1.5T以上的飽和磁通密度。另外，若a在85原子％以上時，飽和磁通密度可達到1.6T以上。
另外，a要在86原子％以下，若a超過86原子％時，通過液體急冷法難以得到非晶質單相，其結果，熱處理后得到的合金組織不均勻，得不到高導磁率，所以不理想。
另外，為了調(diào)整磁致伸縮等，一部分Fe也可以用Co或Ni取代，此時，優(yōu)選的是Fe為10％，最優(yōu)選的是為5％以下。若在此范圍之外，導磁率變差。
在本發(fā)明中，為了容易得到非晶質相，需要同時含有非晶質形成能高的Zr和Nb。
另外，對于B考慮其具有提高本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的非晶質形成能的效果，及在上述熱處理中有抑制對磁特性產(chǎn)生不良影響的化合物相的生成的效果，為此必須添加B。
為了從合金金屬溶液急冷，得到非晶質相，上述Zr、Nb是重要的元素，這對于通過熱處理，從該非晶質相析出bcc-Fe相的微結晶粒，兼有1.5T以上的高飽和磁通密度和高導磁率是非常重要的。
將Zr的組成比作為x、Nb的組成比作為y時，若它們的總量(x+y)是5原子％以上，而不加這些元素時，就得不到必要量的非晶質相。另外，若(x+y)的值超過7原子％時，飽和磁通密度差，軟磁特性也差，所以不理想。
進而，通過將Zr和Nb的組成比設成1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6的范圍，使高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的導磁率及飽和磁通密度進一步提高的同時，鐵損變得極小。特別是數(shù)100Hz以下的低頻率范圍的鐵損顯著降低，進而，鐵損的隨時間變化也變小。
另外，Zr和Nb的總量，優(yōu)選的是5原子％以上7原子％以下，最優(yōu)選的是5.7原子％以上6.5原子％以下。進而，Zr和Nb的組成比，最優(yōu)選的是x/(x+y)＝2/6。
另外，為了得到優(yōu)良的軟磁特性，Zr的組成比x，優(yōu)選的是在0.5原子％以上3.5原子％以下、最優(yōu)選的是在1.5原子％以上2.5原子％以下。進而，為了得到優(yōu)良的軟磁特性，Nb的組成比y，優(yōu)選的是在3原子％以上5.5原子％以下，最優(yōu)選的是3.5原子％以上5.0原子％以下。
另外，如上所述，B也具有非晶質形成能，所以與Zr、Nb一起有助于非晶質生成，但若添加到必要以上，則導磁率降低，另外，在與Fe之間形成使磁特性變差的化合物相的趨勢增高，因此有必要將組成比Z控制在5原子％以上12.5原子％以下，優(yōu)選的是6原子％以上9.5原子％以下，最優(yōu)選的是8原子％以上9原子％以下。
另外，通過將Zr及Nb控制到對于bcc-Fe幾乎不固溶，將合金急冷，進行非晶質化，然后，進行熱處理，使其結晶化，可將Zr和Nb過飽和地固溶在bcc-Fe中。通過該熱處理，調(diào)節(jié)這些元素的固溶量，可作為微細結晶質組織析出，有使得到的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的軟磁特性提高，合金薄帶的磁致伸縮變小的作用。
另外，為了控制微細結晶質組織析出，其微細結晶質組織中的結晶粒粗大化，有必要將能阻礙結晶粒成長的非晶質相殘存在晶粒邊界中。
進而，可考慮在該晶粒邊界非晶質相中，通過熱處理溫度的升高，吸收從bcc-Fe相排出的Zr、Nb，以抑制軟磁特性變差的Fe-Zr系或Fe-Nb系化合物的生成。因此，在Fe-Zr系或Fe-Nb系或Fe-Zr-Nb系的合金中，添加B是重要的。
另外，為了改善即使這些元素以外的耐腐蝕性，也可添加Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Pt等鉑族元素。若這些元素添加量多于5原子％，由于飽和磁通密度顯著變差，所以有必要將添加量控制在5原子％以下。
另外，根據(jù)需要，也可添加Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Zn、Cd、In、Sn、Pb、As、Sb、Bi、Se、Te、Li、Be、Mg、Ca、Sr、Ba等元素，調(diào)節(jié)高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的磁致伸縮。
此外，在上述組成系的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，對于H、N、O、S等不可避免的雜質，優(yōu)選的是含有不使所希望的特性變差的程度，當然，也可含有0.1原子％以下。
另外，本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，將上述bcc-Fe相的結晶化溫度作為Tx1，將Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度作為Tx2，將結晶化溫度的間隔(ΔTx)作為ΔTx＝Tx2-Tx1時，優(yōu)選的是200℃≤ΔTx。
在此，所說的其它化合物相，如上所述，從Tx1的高溫側，做成bcc-Fe相的下一部結晶化相，但其相的組成，可認為是Fe3B或Fe2B。
若將通過急冷制成的非晶質相作為主體的合金升溫，首先，由于bcc-Fe相的結晶化而引起放熱反應，空出一定溫度間隔，由其它的化合物相(Fe3B或Fe2B等)的結晶化也可引起放熱反應。這些放熱反應，例如通過對于急冷后的合金進行差熱分析(DTA測定)，得到DTA曲線上的放熱峰，可求出各個結晶化溫度(Tx1、Tx2)，進而，也可求出結晶化溫度的間隔(ΔTx)。
若這樣求出的結晶化溫度的間隔(ΔTx)在200℃以上，由于bcc-Fe相和化合物相的結晶化溫度間隔變寬，所以可在最適宜的條件下將合金進行熱處理，僅bcc-Fe相析出而抑制其它化合物相析出，而提高了高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的軟磁特性。
具體地，優(yōu)選的是將合金的熱處理溫度Ta控制在Tx1＜Ta＜Tx2的范圍。
進而，在DTA測定中，在Tx1和Tx2之間，有時有其它的相析出。對于其它相的組成還不清楚，但其它相的析出有通過高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的組成控制的趨勢，特別是，若提高B的組成比，容易析出，所以不一定認為是B和其它添加元素的化合物相。
將該其它相的結晶化溫度設為Tx1’時，可將結晶化溫度的間隔(ΔTx)設成ΔTx＝Tx1’-Tx1。即對于此時的結晶化溫度的間隔(ΔTx)，當然優(yōu)選的是200℃以上。
另外，在該其它相析出時，優(yōu)選的是將合金的熱處理溫度Ta控制在Tx1＜Ta＜Tx1’的范圍。
更具體地，優(yōu)選的熱處理條件是將升溫速度設在10℃/分鐘以上，更優(yōu)選的是10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下，最優(yōu)選的是30℃/分鐘以上100℃/分鐘以下，熱處理溫度Ta在490℃以上670℃以下，最優(yōu)選的是500℃以上560℃以下，保持時間無或1小時以下。
另外，將熱處理的環(huán)境設成真空中或惰性氣體環(huán)境，但優(yōu)選的是可防止合金氧化。
由上述結構組成的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其飽和磁通密度在1.5T以上、頻率在50Hz下外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下、在200℃下時效500小時前后的鐵損變化率為10％以下。另外，該高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金具有1.0×10-2以上的破壞應變。
上述的第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，組織的50％以上做成以平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe相為主體的微細結晶質組織，且由下式所示的組成而構成，所以可提高導磁率及飽和磁通密度、鐵損變小。
FeaZrxNbyBz但是，表示組成比的a、x、y、z是80原子％≤a、5原子％≤x+y≤7原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、5原子％≤z≤12.5原子％。
另外，上述第一高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，由于將上述bcc-Fe相的結晶化溫度取為Tx1，從Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度取為Tx2，結晶化溫度的間隔(ΔTx)取為ΔTx＝Tx2-Tx1時，是200℃≤ΔTx，所以bcc-Fe相和在該bcc-Fe相的高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度間隔大，將合金在最適宜的條件下進行熱處理，可只有bcc-Fe相析出，而抑制其它化合物相析出，提高軟磁性合金的軟磁特性。
以下，對于本發(fā)明的第二高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金加以說明。本軟磁性合金的具體的一個方案，是由下式所示的組成而構成的，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe作為主體的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成、上述bcc-Fe為主體的微細結晶粒是將后述組成的合金(金屬溶液)急冷、做成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、x、y、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％。
本發(fā)明的第二軟磁性合金的另一個具體的方案，是在上述的組成中，省略了元素Q的組成式，即是具有用FebBxMyZnz表示的組成。在該組成式中，各元素的比例與上述的方案相同。
本發(fā)明的第二軟磁性合金的又一具體方案，是由下式表示的組成構成，組織的至少50％以上是以平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe作為主體的微細結晶粒構成、其余部分由非晶質合金相構成，上述bcc-Fe作為主體的微細結晶粒是將后述組合的合金(金屬溶液)急冷，做成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素，M’是從Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、x、y、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7原子％、0.025原子％≤z≤0.200原子％、u≤5原子％。
上述組成的軟磁性合金通?？赏ㄟ^將后述的合金從金屬溶液中急冷，得到非晶質單相或含有一部分結晶質的非晶質合金薄帶或非晶質合金粉末的工序和將由該工序得到的物質進行加熱，使微細結晶粒析出的熱處理工序而得到。但是，在上述合金組成中，Zn與其它元素相比較，有容易蒸發(fā)消失的傾向，所以必須設定制作如下詳細說明的金屬溶液時投入的Zn量比上述組成式的范圍多。
另外，用上述的急冷法得到的物質可以是薄帶狀，也可以是粉末狀，將得到的物質成彤加工或機械加工成所希望的形狀后，也可進行熱處理，這是必然的。
在上述組成的軟磁性合金中一定要添加B。對于B，有提高軟磁性合金的非晶質形成能的效果，提高Fe-M(＝Zr，Hf，Nb等)系微細結晶合金的熱穩(wěn)定性，可成為結晶粒成長的阻擋層，及將熱穩(wěn)定的非晶質相殘存在晶粒邊界中的效果。該結果，可得到在后述的熱處理工序中，在400至750℃的熱處理條件下，以對磁特性不給予不良影響的粒徑100nm以下(具體地是30nm以下)的微細的體心立方結構(bcc結構)的結晶粒作為主體的組織。該B的含量，優(yōu)選的是5原子％以上.12.5原子％以下，更優(yōu)選的是6原子％以上，9.5原子％以下，最優(yōu)選的是8原子％以上，9.0原子％以下的范圍。
另外，根據(jù)需要，添加Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Cd、In、Sn、Pb、As、Sb、Bi、Se、Te、Li、Be、Mg、Ca、Sr、Ba等元素，也可調(diào)節(jié)軟磁性合金的磁致伸縮。
涉及具有Al、Si、C、P等非晶質形成能的元素，即使在不降低本申請發(fā)明合金的特性范圍下含有也沒關系，這些元素的含量，優(yōu)選的是1原子％以下。另外，作為H、N、O、S等不可避免的不純物元素，優(yōu)選的是不使所希望的特性變差的程度，含有0.1原子％也是沒關系的。
在上述組成的軟磁性合金中，涉及用M表示的Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W，為了容易得到非晶質相，優(yōu)選的是有必要含有非晶質形成能高的Zr、Hf、Nb。另外，可將Zr、Hf、Nb的一部分與周期表4A～6A族元素中的Ti、V、Ta、Mo、W進行置換。
另外，Zr、Nb等本來對于bcc-Fe幾乎不固溶，但可通過將合金金屬溶液急冷進行非晶質化，然后，進行熱處理而結晶化，將Zr、Nb等過飽和地固溶在bcc-Fe中，調(diào)節(jié)該固溶量，使磁致伸縮變小。即，在熱處理條件下，可調(diào)節(jié)Zr、Nb的固溶量，由此調(diào)節(jié)磁致伸縮，使其值變小。
因此，為了得到低的磁致伸縮，有必要在廣泛熱處理條件下得到微細的結晶組織，通過添加上述的B，在廣泛的熱處理條件下，可得到微細的結晶組織，可使小的磁致伸縮和小的結晶磁異向性共存，其結果可具有優(yōu)良的磁特性。
可是，為了使上述的添加元素中的鐵損減小，將Zr和Nb的比例控制在規(guī)定范圍內(nèi)是特別有效的，在將上述的Zr和Nb作為主體進行添加時，這些總量優(yōu)選的是5≤(Zr含量+Nb含量)≤7.5，最優(yōu)選的是5.7≤(Zr含量+Nb含量)≤6.5。
另外，優(yōu)選的是將(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)的值控制在1.5/6～2.5/6的范圍內(nèi)。若用公式表示此關系，即1.5/6≤(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)≤2.5/6。
另外，在該關系式范圍中，最優(yōu)選的是(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)＝2/6。
進而，根據(jù)需要，在上述組成中添加Cr、Ru、Rh、Ir，可改善耐腐蝕性，但為了很好地保持飽和磁通密度，優(yōu)選的是將這些元素添加量控制在5原子％以下，若全面考慮飽和磁通密度、軟磁特性和鐵損，最優(yōu)選的是1原子％以下的含量。
用特殊方法，將Fe-M(＝Zr、Hf)系的非結晶合金進行一部分結晶化，可得到微細結晶組織，這是本發(fā)明者們在1980年，“CONFERENCE ON METALLIC SCIENCE AND TECHNOLGYBUDAPEST”的第217頁～第221頁中發(fā)表的。本次公開的組成也可得到相同的效果，這在以后的研究中已表明，其結果完成本申請發(fā)明，但可得到該微細結晶組織的理由，可認為是在為制造該系的合金的非晶質相形成階段的急冷狀態(tài)下已經(jīng)產(chǎn)生組成波動，該波動就成為不均一核生成的部位，大多發(fā)生均一且微細的核的緣故。
上述組成的軟磁性合金的Fe含量或Fe、Co、Ni的各含量，在80原子％以上，優(yōu)選的是低于90原子％。這是由于若這些含量超過90原子％時，就得不到高導磁率，但為了得到飽和磁通密度1.55T以上，優(yōu)選的是在83～87原子％的范圍(以下，只要不特別標記，由于用～表示的數(shù)值范圍包括上限和下限，所以83～87原子％是指83原子％以上，87原子％以下)，最優(yōu)選的是85～86原子％的范圍。另外，若不含80％以上的鐵，就得不到所希望的飽和磁通密度。
以下，在上述組成的軟磁性合金中的Zn含量中，優(yōu)選的是0.025原子％以上，且0.2原子％以下的范圍。只要在該范圍內(nèi)添加，就使1.5T以上的高飽和磁通密度不降低，頑磁力和鐵損變低，導磁率也高。
另外，對于Zn的含量，優(yōu)選的是0.034原子％以上，且0.16原子％以下的范圍，若在該范圍，可得到更低的鐵損、高飽和磁通密度和隨時間變化少的軟磁性合金。
但是，Zn的熔點是419.5℃、沸點是908℃，所以在將上述組成的軟磁性合金在坩堝中做成金屬溶液時，由于將溶融溫度設定在1240～1350℃左右，所以大部分Zn蒸發(fā)消失。
對于將上述組成的合金金屬溶液急冷后做成非晶質合金時，由于進行將該金屬溶液吹入冷卻輥等冷卻體進行急冷或實施在冷卻氣體中噴出的噴散法，所以為了使Zn僅以上述范圍的量含在急冷合金中，作為投入坩堝中的合金組成，必須投入超過上述Zn量的Zn。
即，按照本發(fā)明者的研究表明，在使用1240～1350℃左右的金屬溶液，用急冷法從該金屬溶液中得到薄帶狀或粉末狀等合金時，優(yōu)選的是投入目的組成的20倍以上的量。
圖1是表示將本發(fā)明組成的軟磁性合金做成薄帶狀的制造裝置的一個例子，通過排氣管1a，與真空泵1連接，在可真空排氣的腔2的內(nèi)部設置可旋轉自如的銅制或鋼制冷卻輥3。在該冷卻輥3的上方備有石英制噴嘴5的坩堝6、對于坩堝6，通過氣體供給管7a連接氣體供給源7，以使在坩堝6內(nèi)可附加Ar氣體壓力，對于腔2，通過氣體供給管8a，連接氣體供給源8，以為了調(diào)節(jié)另外用途的腔2內(nèi)部的Ar氣體等非氧化性氣體減壓氖圍。另外，在坩堝6的上端部裝有蓋部件，連接氣體供給管7a的頂端，以貫通該蓋部件，可將坩堝6的內(nèi)部加壓成腔2的內(nèi)部壓力而構成。
坩堝6的底部外周設有加熱器9、將投入到坩堝6中的合金原料加熱、熔融，得到金屬溶液的同時，從上述氣體供給源7，在坩堝6的內(nèi)部附加Ar氣壓，通過噴嘴5，在旋轉中的冷卻輥3的表面吹入金屬溶液，可在冷卻輥3的側方得到如圖1符號11表示的薄帶而構成。
使用圖1所示的制造裝置，在將腔2的內(nèi)部做成約160Torr的Ar氣體等環(huán)境，(Fe0.94-tZr0.02Nb0.04Bt)100-zZnz、t＝0.08、0.0825、0.085組成的合金中，準備將Zn量(z)分別設定成1、2、3原子％的各金屬溶液，噴入到將這些金屬溶液旋轉的冷卻輥中制造薄帶時，分析各薄帶試樣的Zn含量的結果如圖2所示。
如圖2所示結果表明，從在坩堝中加入1原子％的Zn原料得到的金屬溶液制得的薄帶試樣中，殘存0.035～0.0575原子％的Zn，從在坩堝1中加入2原子％的Zn得到的金屬溶液制得的薄帶試樣中殘存0.07～0.125原子％的Zn，從在坩堝1中加入3原子％的Zn得到的金屬溶液制得的薄帶試樣中殘存0.12～0.170原子％的Zn。從以上表明，為了使本發(fā)明所必需的0.025～0.2原子％的Zn含在急冷后的薄帶試樣中，作為金屬溶液制成時的Zn原料加入量必須為0.5～4.0原子％比例的Zn。
因此，在以下的實施例中，將目的組成的20倍左右的原料Zn加入到坩堝中，用圖1所示的裝置制造薄帶，可制成含有0.025～0.2原子％范圍的Zn的軟磁性合金試樣。
另外，對于制造薄膜狀物體時也有相同的考慮，優(yōu)選的是使用予先富含容易消失的Zn的靶和蒸發(fā)源，進行成膜。
只要是用上述方法制造的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，就可在高飽和磁通密度和導磁率并存的同時，通過添加Zn，進一步提高導磁率、降低頑磁力的同時，提供破壞應變大、彎曲強的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金。
以下，對于本發(fā)明的第三高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金加以說明。
本發(fā)明的合金的一個方案，是含有Fe作為主成份，含Zr、Nb、B，進而含有Zn，組織的至少50％以上是平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe作為主成份的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成。
本發(fā)明的軟磁性合金的更具體的一個方案，是由下式表示的組成構成、組織的至少50％以上是平均結晶粒徑100nm以下的bccFe作為主體的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe作為主體的微細結晶粒是將后述組成的合金(金屬溶液)進行急冷、做成大致非晶質相的單相結構后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnz但是，Q是Co、Ni中任何一種或它們兩種，表示組成比的a、b、x、y、t、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％、5原子％≤t≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.200原子％、5.0原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6。
本發(fā)明的軟磁性合金的又一具體方案，是由下式表示的組成構成的，組織的至少50％以上是平均結晶粒徑100nm以下的bccFe作為主體的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe作為主體的微細結晶粒是將后述組成的合金(金屬溶液)進行急冷、做成大致非晶質相的單相結構后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上，冷卻、析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnzM’u但是，Q是Co、Ni中任何一種或它們兩種，M’是從Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、x、y、t、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％、5原子％≤t≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.200原子％、u≤5原子％、5.0原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6。
上述組成的軟磁性合金是通過將上述組成的合金從金屬溶液中進行急冷，得到非晶質相或含有一部分結晶質的非晶質合金薄帶或非晶質合金粉末的工序和將該工序得到的物質進行加熱，析出微細的結晶粒的熱處理工序而得到的。
但是，在上述合金組成中，與第二軟磁性合金相同，Zn比其它元素容易蒸發(fā)、消失，所以如上所述，有必要設定制作金屬溶液時投入的Zn量比上述的組成式范圍要多的量。另外，在制作薄膜時也必須調(diào)節(jié)同樣的Zn量。
另外，用上述急冷法得到的物質可以是薄帶狀，也可以是粉末狀或是薄膜狀的，將得到的物質成形加工或機械加工成所希望的形狀后，也可進行熱處理。
對于上述組成的軟磁性合金，一定要加入B。對于B，具有提高軟磁性合金的非晶質形成能的效果，提高Fe-M(＝Zr、Hf、Nb等)系微細結晶合金的熱穩(wěn)定性，構成結晶粒成長的阻擋層的效果，將熱穩(wěn)定性的非晶質相殘留在晶粒邊界中的效果。其結果，在后述的熱處理工序中，在400～750℃的廣泛的熱處理條件下，可得到對磁特性不給予不良影響的粒徑100nm以下(具體地是30nm以下)的微細的體心立方結構(bcc結構)的結晶粒作為主體的組織。該B的含量，優(yōu)選的是5原子％以上，12.5原子％以下，更優(yōu)選的是6原子％以上，9.5原子％以下，最優(yōu)選的是8原子％以上，9.0原子％以下的范圍。
另外，根據(jù)需要，添加Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Cd、In、Sn、Pb、As、Sb、Bi、Se、Te、Li、Be、Mg、Ca、Sr、Ba等元素，也可調(diào)節(jié)軟磁性合金的磁致伸縮。
另外，在不使本申請發(fā)明合金的特性降低的范圍內(nèi)含有Al、Si、C、P等具有非晶質形成能元素也沒關系，這些元素的含量，優(yōu)選的是0.5原子％以下。另外，作為H、N、O、S等不可避免的雜質元素，是以不使所希望的特性變差地含有0.1原子％以下也沒關系。
在上述組成的軟磁性合金中，關于Zr、Nb，為了容易制作非晶質相，有必要含有非晶質形成能高的Zr、Nb。
另外，Zr、Nb等本來幾乎不固溶于bccFe中，通過將合金金屬溶液急冷，非晶質化，然后進行熱處理，使其結晶化，可使Zr、Nb等過飽和地固溶在bccFe中，通過調(diào)節(jié)該固溶量，可使磁致伸縮變小。即，可在熱處理條件下調(diào)節(jié)Zr、Nb的固溶量，由此，調(diào)節(jié)磁致伸縮，使其值變小。
因此，為了得到低的磁致伸縮，有必要在廣泛的熱處理條件下得到微細的結晶組織，通過添加上述的B，在廣泛的熱處理條件下可得到微細的結晶組織，使小的磁致伸縮和小的結晶磁異向性并存，其結果達到優(yōu)良的磁特性。
可是，為了使鐵損變得特別小，有必要將Zr和Nb的比例控制在規(guī)定的范圍，在添加上述的Zr和Nb時，優(yōu)選的是5≤(Zr含量+Nb含量)≤7.5、5.7≤(Zr含量+Nb含量)≤6.5的范圍。
進而，優(yōu)選的是將(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)的值控制在1.5/6～2.5/6的范圍。若用式子表示該關系，為1.5/6≤(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)≤2.5/6，即，用表示Zr和Nb組成比的x和y描述該式，為1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6的關系。
另外，在該關系式的范圍中，x/(x+y)＝2/6的關系成為最優(yōu)選的值。
另外，為了得到優(yōu)良的軟磁特性，Zr的組合比x，優(yōu)選的是0.5原子％以上，3.5原子％以下，最優(yōu)選的是1.5原子％以上2.5原子％以下。進而，為了得到優(yōu)良的軟磁特性，Nb的組成比y，優(yōu)選的是3原子％以上，5.5原子％以下，最優(yōu)選的是3.5原子％以上，5.0原子％以下。
進而，在上述組成中，根據(jù)需要，添加Cr、Ru、Rh、Ir，可改善耐腐蝕性，但為了高度地保持飽和磁通密度，優(yōu)選的是將這些元素的添加量做成5原子％以下，若全面地考慮飽和磁通密度，軟磁特性和鐵損等方面，優(yōu)選的是含量為1原子％以下。
用特殊方法，使Fe-M(＝Zr、Hf)系的非結晶合金部分結晶化，可得到微細結晶組織，這是與上述第二軟磁性合金相同的。
上述組成的軟磁性合金的Fe含量或Fe、Co、Ni的各含量是80％以上，優(yōu)選的是小于90原子％。這是由于這些含量若超過90原子％，就得不到高透磁率的緣故，但為了得到飽和磁通密度1.55T以上，更優(yōu)選的是83～87原子％的范圍，最優(yōu)選的是85～86原子％的范圍。另外，若Fe不含有80原子％以上時，就得不到希望的飽和磁通密度。
以下，對于上述組成的軟磁性合金的Zn含量，優(yōu)選的是0.025原子％以上，且0.2原子％以下的范圍。只要在該范圍內(nèi)進行添加，就可使1.5T以上的高飽和磁通密度不降低，而使頑磁力和鐵損降低，使導磁率也提高。
另外，對于Zn含量最優(yōu)選的是0.034原子％以上，0.16原子％以下的范圍，只要是該范圍，就可得到更低的鐵損，高飽和磁通密度和隨時間變化少的軟磁性合金。
可是，Zn的熔點是419.5℃，沸點是908℃，所以將上述組成的軟磁性合金在坩堝中做成金屬溶液時，由于將熔融溫度設定在1240～1350℃左右，所以大部分的Zn蒸發(fā)、消失。這可以說是與上述第二軟磁性合金相同的。
只要是如上述所制造的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，就可提供達到添加規(guī)定量的Zr和Nb產(chǎn)生的效果，在高飽和磁通密度與導磁率并存的同時，通過Zn的添加效果，使導磁率進一步提高，頑磁力降低的同時，提供破壞應變大、彎曲強的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金。
以下，對于本發(fā)明的低鐵損磁芯的實施例加以詳細說明。
本發(fā)明的低鐵損磁芯，例如可做成環(huán)形的。這樣環(huán)形的低鐵損磁芯是用下述的急冷法，制成上述組成的低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶后，將該薄帶沖床沖切，制得環(huán)，將該必要個數(shù)的環(huán)疊層而構成，或將低鐵損Fe基軟磁性合金的薄帶卷繞成圓環(huán)形，將該磁芯例如用環(huán)氧系樹脂覆蓋或封入樹脂殼，進行絕緣保護、卷繞，而得到低鐵損的磁芯。
另外，為了制得EI鐵心的磁芯，可將上述薄帶沖床切成E型或I型，制成多個E型薄片和I型薄片后，將E型薄片和I型薄片疊層，制得E型芯和I型芯，將它們接合而得到。另外，將這些E型芯和I型芯的必要部分用例如環(huán)氧系樹脂覆蓋或插入樹脂殼中，進行絕緣保護，經(jīng)卷繞后，將E型的磁芯側部和I型磁芯側部接合，得到低鐵損磁芯。另外，上述磁芯不受E型和I型組合的限制，即使是E型芯和E型芯、U型芯和I型芯、U型芯和U型芯中任何一種組合構成磁芯，都沒關系。
圖3和圖4是表示螺旋形狀的低鐵損磁芯的一個例子，如圖3所示的構成，是在上下兩半中空圓環(huán)狀的上殼20和下殼21內(nèi)部，放置疊層了本發(fā)明的低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶的環(huán)的低鐵損磁芯而構成的，如圖4所示的構成，是在相同的上殼20和下殼21的內(nèi)部，放置了將低鐵損Fe基軟磁性合金的薄帶23卷繞并且整個由樹脂覆蓋構成的低鐵損磁芯24而構成磁芯。另外，上述的上殼20和下殼21，只要適宜地使用就可以，僅用樹脂覆蓋構成磁芯就沒有什么關系了。
另外，圖5是表示將本發(fā)明的低鐵損磁芯適用于共態(tài)軛流圈的例子。
該共態(tài)軛流圈25是三相使用，用于噪聲過濾器的，它是由卷繞本發(fā)明的低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶，覆蓋樹脂而構成的磁芯26、分別卷繞在該磁芯26的三根卷線27和裝在磁芯26中的繞線管28構成的。
構成上述薄帶的低鐵損Fe基軟磁性合金，由于是由占組織的50％以上、優(yōu)選的是70％以上的平均結晶粒徑100nm以下，最優(yōu)選的是30nm以下的bcc-Fe相(體心立方結構的Fe相)作為主體的微細結晶粒構成的微細結晶質組織和其余部分非晶質組織作為主體而構成的，所以磁致伸縮小，飽和磁通密度高并且具有優(yōu)良的導磁率。
本發(fā)明的低鐵損Fe基軟磁性合金，通?？赏ㄟ^將上述組成的非晶質相作為主體的合金，從金屬溶液中急冷得到的工序，以及將該工序得到的合金加熱、冷卻，使微細的結晶粒構成的微細結晶質組織析出的熱處理而得到的。這些低鐵損Fe基軟磁性合金的組成適用于第一至第三低鐵損Fe基軟磁性合金，而可以很好地實施。
由這樣的軟磁性合金構成的低鐵損磁芯，由于軟磁特性優(yōu)良，鐵損小，所以作為低頻率變壓器、脈沖變壓器、電流變壓器、電桿變壓器等各種變壓器的磁芯，另外，作為軛流圈、電感線圈等的各種線圈的磁芯，可適宜地使用。
上述的低鐵損磁芯，做成組織的50％以上是平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe相作為主體的微細結晶質組織，優(yōu)選的是由上述的第一至第三低鐵損Fe基軟磁性合金構成，該軟磁性合金由于導磁率及飽和磁通密度高、鐵損小，所以在將由這樣的軟磁性合金構成的低鐵損的磁芯例如用于變壓器時，可使電能損失減小的同時將磁芯自身的發(fā)熱量抑制到很低。
進而，本發(fā)明的低鐵損Fe基軟磁性合金的破壞應變大到1.0×10-2以上，所以例如在將該軟磁性合金的形狀做成薄帶時，薄帶的彎曲加工性優(yōu)良，可將薄帶容易地卷繞，形成環(huán)狀的磁芯。
以下，對于本發(fā)明的第一制造方法加以說明。
在本發(fā)明中，將用圖1所示的制造裝置制造的非晶質合金薄帶進行熱處理，以bccFe作為主體的微結晶組織析出。在本發(fā)明的第一制造方法中，達到所規(guī)定的熱處理溫度的升溫速度優(yōu)選的可設成10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下、更優(yōu)選的是20℃/分鐘以上100℃/分鐘以下、最優(yōu)選的是20℃/分鐘以上40℃/分鐘以下。另外，若減慢升溫速度時，存在工時變大，得不到充分的磁特性的問題，相反，若過快，熱處理爐不能適應高的升溫速度，若熱處理的合金變大，熱難以傳至合金的內(nèi)部，所以熱傳導不均，難以得到均勻的結晶組織，磁特性變差。另外，為了將大型的合金以均勻且高的升溫速度進行熱處理，熱處理爐必須具有復雜結構，這使得制造設備成本提高。
在本發(fā)明中，即使不使升溫速度特別快，也可得到優(yōu)良的磁特性，且發(fā)現(xiàn)可得到臨界的優(yōu)良的軟磁特性的升溫速度，很好地適用于本發(fā)明的制造方法。
可是，對于上述熱處理溫度，在本發(fā)明中，一般若遵守以下規(guī)則就可制成高特性的合金。即，若將bccFe的結晶化溫度做成Tx1[℃]、將從該Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度做成Tx2[℃]，優(yōu)選的是Tx1、Tx2兩者的溫度間隔Tx(＝Tx2-Tx1)要盡可能地大。具體地說，可以做成Tx≥200℃，其原因在于作為本發(fā)明的合金，是站在得到以非晶質合金相作為主體的bccFe的微細結晶粒的觀點說的，所以通過達到上述Tx2的熱處理，必須避免其余的化合物相的結晶化。這樣，bccFe相和化合物相的結晶化溫度的間隔變大，所以可在最適宜的條件下熱處理合金，只有bccFe相析出，抑制其它化合物相析出，可提高高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的軟磁特性。具體地，將上述的熱處理溫度做成Ta時，優(yōu)選的是滿足Tx1＜Ta＜Tx2的條件。
另外，在此所說的在上述Tx2中結晶化的化合物相，可認為在以下說明的第一至第三情況下的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，具體指Fe3B、Fe2B等。
另外，在上述Tx1與Tx2的中間值Tx1’[℃]中，往往進行其它化合物相的結晶化。本發(fā)明中，該其它相的組成不清楚，但該其它相的析出有受高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的組成影響的傾向，特別是若B的組成比過高，容易析出，所以可認為是B和其它添加元素的化合物相。但是，此事不能確定。在觀察這樣的“ 其它相”的結晶化溫度Tx1’時，作為上述Tx，希望將其做成Tx1’-Tx1，該Tx是200℃以上。其理由如上所述。另外，合金的熱處理溫度Ta也應該滿足Tx1＜Ta＜Tx1’。
本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金是通過上述制造裝置制造的，但可適用于第一制造方法的合金的組成，優(yōu)選的是適用于上述的第一至第三的高飽和磁通密度低鐵損軟磁性合金。
以下，對于本發(fā)明的第二制造方法加以說明。
本發(fā)明的第二制造方法是優(yōu)選地使用圖1所示裝置的單輥液體急冷法。即從一個旋轉的鋼制冷卻輥上的石英制噴嘴，以Ar氣體壓力噴出規(guī)定成份的熔融金屬成金屬溶液、急冷，得到薄帶。此時，從噴嘴噴出的金屬溶液的溫度，即噴出溫度，在本實施例中做成小于1350℃。但是，作為比較例，即使噴出溫度做成1350℃以上，也可進行其合金制造。另外，若噴出溫度過低，金屬溶液的粘性降低，恐怕噴嘴堵塞，所以本發(fā)明應設定在1240℃以上的溫度。另外，上述的“規(guī)定成份的熔融金屬”是分別對應于具有上述的第一至第三各組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的。但是，對于含有Zn的第二及第三種情況，需要注意以下事項。即，鑒于Zn的熔點及沸點分別是419.5℃及908℃、上述噴出溫度在1350℃附近，更具體的是1240～1350℃左右，所以大部分的Zn蒸發(fā)、消失掉。因此，作為滿足第二及第三種情況的組成比的合金，為了確保最終的Zn的組成比，在坩堝中有必要加入超過上述Zn量的Zn。具體地，為了做成目的組成，即0.025原子％以上0.2原子％以下，可以在坩堝中加入其20倍左右的原料Zn。
以下，對于本發(fā)明的第三制造方法加以說明。
對于用本發(fā)明的第三制造方法制造Fe基軟磁性合金，首先是將Fe作為主要成份，含有從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn組成群選出的一種或兩種以上的金屬元素構成的M和B的合金金屬溶液進行急冷，生成非晶質合金薄帶。該合金薄帶的制造方法，例如可使用如圖1所示的制造裝置，將合金金屬溶液噴射在高速旋轉的冷卻輥等移動的冷卻體上等眾所周知的方法。
接著，對于生成的非晶質合金薄帶，以保持溫度500～800℃進行第一熱處理。
急冷狀態(tài)的合金薄帶成為以非晶質作為主體的組織，若將其加熱、升溫，則在某溫度以上析出平均結晶粒徑為30nm以下的微細bcc結構(體心立方結構)的Fe的結晶粒作為主體的微結晶相。在本說明書中，將具有該bcc結構的Fe的微結晶相析出的溫度稱為第一結晶化溫度。該第一結晶化溫度根據(jù)合金的組成而變化，但其溫度是480～550℃左右。
另外，若達到比該第一結晶化溫度高的溫度時，在Fe3B或在合金中含有Zn時，使Fe3Zr等的軟磁特性變差的化合物相(第二結晶相)析出。在本說明書中，將該化合物相析出的溫度稱為第二結晶化溫度。該第二結晶溫度是根據(jù)合金的組成而變化的，其溫度是740～810℃左右。
因此，在本發(fā)明中，要根據(jù)合金的組成很好地進行設定，以使在非晶質合金薄帶上進行第一熱處理時的保持溫度在500℃～800℃范圍，具有bcc結構的Fe作為主成份的微結晶相很好地析出，而上述化合物相不析出。
在本發(fā)明中，將非晶質合金薄帶保持在上述保持溫度的時間，可控制在20分鐘以下的短時間內(nèi)，即使根據(jù)合金的組成，控制在0分鐘，即升溫后立刻降溫使保持時間為零，也可得到高導磁率。另外，在不含Cu及Si，特別是不含Si的組成時，可在10分鐘以下的更短保持時間內(nèi)得到高導磁率。這是在添加Si時，由于必須使Si充分地固熔在Fe中，所以保持時間必須長。在此，保持時間比上述范圍長也沒關系，但即使保持時間長，磁特性也不提高、制造時間長、生產(chǎn)性變差，所以不理想。
另外，在進行第一熱處理時，將非晶質合金薄帶的溫度從室溫升到上述保持溫度的升溫速度，優(yōu)選的是10℃/分鐘以上，更優(yōu)選的是10～200℃/分鐘以下，最優(yōu)選的是30℃/分鐘以上100℃/分鐘以下。升溫速度越慢，制造時間越長，所以優(yōu)選的是升溫速度快，但通過現(xiàn)有的加熱裝置性能，很難做成比200℃/分鐘左右快的速度。
進行這樣的第一熱處理后，通過氣冷等使上述合金薄帶降溫到規(guī)定溫度，進行第二熱處理，再通過氣冷等，使上述合金薄帶降到室溫。在本發(fā)明中，在這樣的第一熱處理后的冷卻途中進行第二熱處理的方法稱為二級退火。
在此時的規(guī)定溫度稱為進行第二熱處理時的保持溫度。第二熱處理的保持溫度在100℃以上，上述第一熱處理的保持溫度以下的溫度，優(yōu)選的是200～400℃。若第二熱處理的保持溫度低于100℃，由于幾乎沒有退火效果，所以不能充分地提高軟磁特性。另外，第二熱處理的保持溫度要超過上述第一熱處理的保持溫度，是因為在Fe3B或合金中含有Zr時，F(xiàn)e3Zr等的軟磁特性變差的化合物相(第二結晶相)析出。
另外，在第二熱處理中，將上述合金薄帶保持在上述保持溫度的時間是0.5～100小時，優(yōu)選的是1～30小時。若在進行第二熱處理時的保持溫度下，保持的時間(保持時間)低于0.5小時，則頑磁力變大，導磁率等的軟磁特性不能充分提高，若超過100小時，磁特性隨時間變化大。
通過將這樣的熱處理的冷卻過程做成兩階段，可得到軟磁特性更高、即使在高溫狀態(tài)下長時間放置，磁特性的隨時間變化也小的Fe基軟磁性合金。
另外，通過氣冷等，將上述合金薄帶溫度降到室溫后，在上述規(guī)定溫度下將第一熱處理升溫后，進行第二熱處理也可以。在此，將比在第一熱處理低的溫度下進行熱處理的第二熱處理稱為低溫退火。通過第一熱處理，在非晶質合金中析出平均結晶粒徑30nm以下的微細bbc結構的Fe的結晶粒構成的結晶相后，通過低溫退火，可得到使軟磁特性更高、即使在高溫狀態(tài)下長時間放置，磁特性的隨時間變化也少的Fe基軟磁性合金。
作為本發(fā)明的Fe基軟磁性合金的制造方法的熱處理圖形，如下所示。
作為進行二級退火時的熱處理圖形，例如可舉出將圖6所示的非晶質合金薄帶，從室溫升溫到第一熱處理的保持溫度后，在上述保持溫度范圍內(nèi)的一定溫度下保持上述的保持時間，降溫到第二熱處理的保持溫度，在上述保持溫度范圍內(nèi)的一定溫度下保持上述的保持時間后，通過氣冷等使上述合金薄帶降到室溫的圖形。
作為第一熱處理后，進行第二熱處理的低溫退火時的熱處理圖形，可舉出例如將圖7所示的非晶質合金薄帶，從室溫升溫到第一熱處理的保持溫度后，在上述保持溫度范圍內(nèi)的一定溫度下保持上述的保持時間，通過氣冷等，使上述合金薄帶溫度降到室溫，然后，將該合金薄帶從室溫升到第二熱處理的保持溫度，在上述保持溫度范圍內(nèi)的一定溫度下保持上述的保持時間后，通過氣冷等，使上述合金薄帶溫度降到室溫的圖形。
本發(fā)明的Fe基磁性合金的制造方法，是通過上述的第一熱處理，在非晶質合金薄帶上不析出使Fe3B等的軟磁特性變差的化合物相，可得到平均結晶粒徑為30nm以下的微細的bcc結構的Fe的結晶粒為主體的，含有非晶質相的微細結晶合金。通過這樣的微細結晶粒構成的結晶相和存在于晶粒邊界的晶粒邊界非晶質相作為主體的組織，可發(fā)揮優(yōu)良的軟磁特性。
而且，通過在100℃以上，上述第一熱處理溫度的保持溫度以下的保持溫度下，對該微結晶合金進行第二熱處理，可得到具有更優(yōu)良的軟磁特性，在高溫狀態(tài)下，即使長時間放置，磁特性的隨時間變化也少的Fe基軟磁性合金。
作為通過本發(fā)明制造的合金顯示優(yōu)良的軟磁特性的理由，可認為是由于通過第一熱處理析出的bcc結晶粒的粒徑微細，在現(xiàn)有的結晶質材料中，使軟磁特性變差的原因之一的結晶磁各向異性，被bcc粒子間的磁相互作用所平均化，從而使表觀的結晶磁各向異性變得非常小的緣故。
在此，若作為主體的結晶粒的平均結晶粒徑比30nm大，由于結晶磁各向異性的平均化不充分，軟磁特性差，這是不理想的。
另外，可考慮是通過第二熱處理，使第一熱處理生成的試樣內(nèi)的殘留應力緩和的緣故。
作為這樣的Fe基軟磁性合金，適合于以Fe作為主成份，含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上構成的元素M和B的。具體地說，本發(fā)明的第三制造方法可很好地適用于上述第一至第三高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金。另外，也適用于由下述各式表示的組成的軟磁性合金。
(Fe1-aZa)bBxMy(Fe1-aZa)bBxMyXz(Fe1-aZa)bBxMyTt(Fe1-aZa)bBxMyTtXz但是，Z是Ni、Co中的一種或兩種以上的元素，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素，T是Cu、Ag、Au、Pd、Pt組成群選出的一種或兩種以上的元素，X是Si、Al、Ge、Ga中的一種或兩種以上，a、b、x、y、t、z是0≤a≤0.1、75原子％≤b≤93原子％、0.5原子％≤x≤18原子％、4原子％≤y≤9原子％、t≤5原子％、z≤5原子％。這些當然也很好地適用于上述第一、第二的制造方法。
進而，上述的第一至第三的制造方法可將其中之一的方法使用，也可將兩種方法組合起來使用。
下面具體地說明本發(fā)明的實施例實施例1關于高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的組織首先，通過單輥液體急冷法做成以非晶質相為主體的合金薄帶。即，通過氬氣壓力，將金屬溶液從設在一個旋轉的鋼制輥上的噴嘴噴到上述輥上，急冷，得到薄帶。如上述制作的薄帶寬度為約15mm、厚度為約20μm。
接著，將得到的薄帶在真空中，在升溫速度180℃/分鐘，熱處理溫度535℃，保持時間5分鐘的條件下進行熱處理，析出微細結晶質組織，做成高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的薄帶。
對于得到的軟磁性合金的薄帶，通過x線衍射測定，研究薄帶的組織狀態(tài)。另外，測定該軟磁性合金的薄帶導磁率(μ’)、頑磁力(Hc)、飽和磁通密度(B10)。
導磁率是將薄帶加工成外徑10mm、內(nèi)徑6mm的環(huán)狀，將其卷繞成疊層物，使用阻抗分析器進行測定。導磁率(μ’)的測定條件為5mOe，1kHz。使用直流B-H環(huán)路描繪器測定頑磁力(Hc)及飽和磁通密度(B10)。
首先，對于本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金的結構的熱處理效果，以Fe85.75Zr2Nb4B8.25組成的軟磁性合金薄帶為例加以說明。
用x線衍射法研究上述組成的軟磁性合金薄帶的熱處理前后的結構變化。其結果如圖8及圖9所示。
從圖8看到，在急冷狀態(tài)(將金屬溶液急冷，做成薄帶的狀態(tài))下，非晶質具有特有的暈衍射圖，從圖9看到，在熱處理后，體心立方晶(bcc)的Fe具有獨特的衍射圖，表明了本合金結構是通過熱處理從非晶質變成體心立方晶的。另外，本發(fā)明者們使用透過型電子顯微鏡觀察組織的狀態(tài)，確認熱處理后的組織是由粒徑約10nm左右的微結晶構成的。
如上所述，通過將具有上述組成的非晶質合金進行熱處理，可使本發(fā)明合金結晶化，得到以超微細結晶粒為主的微細結晶質組織。
另外，制造Fe86Nb7B7、Fe91Zr7B2、Fe89Zr7B4、Fe89Zr5B6(以上比較例)、Fe86Zr2Nb4B8、Fe85.75Zr2Nb4B8.25、Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的急冷薄帶，以180℃/分鐘的升溫速度升溫，在510～650℃的溫度下，進行保持時間為5分鐘～1小時的熱處理，得到軟磁性合金。測定這些軟磁性合金的導磁率(μ’)、頑磁力(Hc)及飽和磁通密度(B10)。其結果如表1所示。
表1
表1表明，本發(fā)明是由Fe86Zr2Nb4B8、Fe85.75Zr2Nb4B8.25、Fe85.5Zr2Nb4B8.5構成的組成，調(diào)節(jié)Zr、Nb的組成比，同時添加的軟磁性合金，與分別單獨添加Zr、Nb的合金系相比，導磁率(μ’)高、頑磁力(Hc)低、軟磁特性優(yōu)良。特別是，F(xiàn)e85.752r2Nb4B8.25組成的合金顯示了導磁率(μ’)是57800、頑磁力(Hc)是0.043Oe、特別顯示了優(yōu)良的軟磁特性。
實施例2關于合金組成與各特性的關系以下，與實施例1相同，在急冷狀態(tài)下形成合金薄帶，進而，進行熱處理，制成各種組成的軟磁性合金。另外，薄帶的熱處理，沒有特殊要求，就以升溫速度180℃/分鐘，保持時間5分鐘的條件進行。
對于得到的軟磁性合金的薄帶，測定頑磁力(Hc)、1kHz的導磁率(μ’)、10Oe的磁場中的飽和磁通密度(B10)、殘留磁化(Br)。另外，對于得到的薄帶的一部分，測定磁致伸縮常數(shù)(λs)。
另外，在500℃～700℃范圍內(nèi)進行熱處理時，測定頑磁力(Hc)最小及導磁率(μ’)最大時的熱處理溫度。
進而，對于得到的薄帶的一部分，可通過x線衍射法求出微細結晶組織中的結晶粒的平均結晶粒徑。
進而，對于熱處理前的急冷狀態(tài)的薄帶，進行差示熱分析(DTA測定)、測定bcc-Fe相及其它化合物相以及另外的化合物相的結晶化溫度(Tx1、Tx2、Tx1’)、求出結晶化溫度的間隔(ΔTx)。
這些結果如圖10～圖59所示。
另外，圖10～圖13表示Zr和Nb的總量為5原子％的軟磁性合金的各種特性、圖14～圖23表示Zr和Nb的總量是5.5原子％的軟磁性合金的各種特性、圖24～圖35是表示Zr和Nb的總量是6原子％的軟磁性合金的各種特性、圖36～圖47是表示Zr和Nb的總量是6.5原子％的軟磁性合金的各種特性、圖48～圖59表示Zr和Nb的總量是7原子％的軟磁性合金的各種特性。
另外，圖10～圖59中，○符號表示在急冷狀態(tài)的薄帶中，確認bcc-Fe相的(200)面的衍射峰的薄帶，●符號表示在急冷狀態(tài)的薄帶中，沒有確認bcc-Fe相的(200)面的衍射峰的薄帶。
即，○符號的薄帶是將在非晶質相的一部分中析出結晶質相的狀態(tài)下的急冷薄帶進行處理的、●符號的薄帶，是將大致非晶質單相的急冷薄帶進行熱處理的。
Zr+Nb＝5原子％的軟磁性合金如圖10所示，Zr+Nb＝5原子％的軟磁性合金表示59～1055mOe的頑磁力(Hc)。
在此，表示59mOe的頑磁力(Hc)的是Fe87Zr2.5Nb2.5B8組成的合金。
以下，如圖11所示，Zr+Nb＝5原子％的軟磁性合金表示300～33000的導磁率(μ’)。
在此，表示33000的導磁率(μ’)的是Fe87Zr2.5Nb2.5B8組成的合金。
以下，如圖12所示，Zr+Nb＝5原子％的軟磁性合金表示1.59～1.72T的飽和磁通密度(B10)。即，Zr在1原子％以上2.5原子％以下，B在6.75原子％以上11原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量在88原子％以上90.75原子％以下(Fe在84原子％以上88.5原子％以下)的組成范圍中，表示1.5T以上的飽和磁通密度(B10)。另外，F(xiàn)e87Zr2.5Nb2.5B8組成的合金表示1.72T的高值。
另外，如圖13所示，Zr+Nb＝5原子％的軟磁性合金表示0.47～1.36T的殘留磁化(Br)。
以上，如圖10～圖13所示，表明了在Zr和Nb的總量為5原子％時，顯示了Zr為1原子％以上2.5原子％以下、B為6.75原子％以上11原子％以下、Fe和Nb的總量為88原子％以上90.75原子％以下時的優(yōu)良的軟磁特性。另外，最優(yōu)選的組成是Fe87Zr2.5Nb2.5B8組成的合金。
Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金如圖14所示，Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金表示94～211mOe的頑磁力(Hc)。
在此，表示200mOe以下的頑磁力(Hc)的，是Zr為1原子％以上，且Fe和Nb的總量是90原子％以下組成范圍的合金。
另外，表示100mOe以下的頑磁力(Hc)的，是Zr優(yōu)選為1.5原子％以上，且Fe和Nb的總量是88.5原子％以下組成范圍的合金。
以下，如圖15所示，Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金表示8400～25400的導磁率(μ’)。
表明導磁率(μ’)依存于Fe、Zr及Nb的組成比，不依存于B的組成比。具體是表明，在Fe和Nb的總量為90.5原子％以下，Zr為0.5原子％以上時可得到10000以上的導磁率(μ’)，在Fe和Nb的總量為89原子％以下，Zr為1原子％以上時，可得到20000以上的導磁率(μ’)。
圖14及圖15表示軟磁性合金，其中任一種都具有高導磁率(μ’)和低頑磁力(Hc)，顯示了優(yōu)良的軟磁特性。
以下，如圖16所示，Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金，表示了1.60～1.68T的飽和磁通密度(B10)。
另外，如圖17所示，Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金，表示了0.44～0.62T的殘留磁化(Br)。
在圖18中，Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金中表示了為得到最小的頑磁力(Hc)的最適宜的熱處理溫度。
在其中也表明，在熱處理溫度為550℃以下，頑磁力(Hc)變小的，是Zr為1原子％以上，且B為10原子％，F(xiàn)e和Nb的總量為88.5原子％以上，89原子％以下的薄帶。
另外，熱處理溫度，為了大量生產(chǎn)，處于低溫是有利的，本發(fā)明的軟磁性合金可抑制在550℃以下和比上述現(xiàn)有的微細結晶合金低的溫度。
另外，在圖19中，Zr+Nb＝5.5原子％的軟磁性合金表示了為得到最大導磁率(μ’)的最適宜的熱處理溫度。
在其中也表明熱處理溫度在550℃以下，導磁率(μ’)變高的，是Zr為1原子％以上，且B為10原子％，F(xiàn)e和Nb的總量為88.5原子％以上89原子％以下的薄帶。
另外，如圖18及圖19表明，Zr為1原子％以上，且B為10原子％，F(xiàn)e和Nb的總量為88.5原子％以上，89原子％以下的軟磁性合金的薄帶，即使熱處理溫度在550℃以下，也可表示出最適宜的頑磁力(Hc)和導磁率(μ’)，表明是在生產(chǎn)性上具有優(yōu)良的微細結晶的軟磁性合金。另外，該組成范圍，大致包括圖14、圖15所示的頑磁力(Hc)及導磁率(μ’)的最適宜的組成范圍。
以下，圖20表示bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)，圖21表示另外的化合物相的結晶化溫度(Tx1’)，圖22表示其它化合物相的結晶化溫度(Tx2)。這些結晶化溫度的關系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，圖16表示結晶化溫度的間隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
圖20表明，Tx1是462～484℃的范圍，依存于Fe、Nb和Zr的組成比，幾乎不依存B的組成比。
另外，如圖23所示，結晶化溫度的間隔(ΔTx)表示331～337℃的范圍。這樣，由于這些合金表示320℃以上的廣泛的結晶化溫度的間隔(ΔTx)，所以在熱處理時，可只有bcc-Fe相析出，而抑制化合物相析出，防止軟磁性合金的軟磁特性變差。
另外，在圖21中表明，無下標的曲線表示未觀察到其它化合物相的結晶化溫度(Tx1’)的合金，不存在Tx1’的合金具有大致優(yōu)良的磁特性。
以上，如圖14～圖23所述，在Zr和Nb的總量為5.5原子％時，Zr為0.5原子％以上，優(yōu)選的是1原子％以上，B為10原子％，F(xiàn)e和Nb的總量為88.5原子％以上，89原子％以下(Fe為84.5原子％以上87.75原子％以下)時，顯示了優(yōu)良軟磁特性。
具體地說，F(xiàn)e84.5Zr1Nb4.5B10、Fe84.5Zr1.5Nb4B10組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金顯示了優(yōu)良的軟磁特性。
Zr+Nb＝6原子％的軟磁性合金如圖24所示，Zr+Nb＝6原子％的軟磁性合金顯示38～8400mOe的頑磁力(Hc)。
在此，表示70mOe以下頑磁力(Hc)的是Zr為0.5原子％以上，優(yōu)選的是1原子％以上，且B為10原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量為90原子％以下組成范圍的合金。
另外，表示50mOe以下頑磁力(Hc)的是Zr為1.5原子％以上，3.5原子％以下，且B為6.5原子％以上9.5原子％以下，優(yōu)選的是6.5原子％以上9原子％以下，且Fe和Nb的總量是89原子％以上90原子％以下(Fe是84.5原子％以上87.5原子％以下)組成范圍的合金。
進而，表示40mOe以下頑磁力(Hc)的是Zr為1.5原子％以上2.5原子％以下，優(yōu)選的是2.0原子％，且B為8原子％以上9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上89.5原子％以下，優(yōu)選的是89.5原子％(Fe是85原子％以上86原子％以下)的組成范圍的合金。
以下，如圖25所示，Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金表示900～59000的導磁率(μ’)。
在此，表示30000以上的導磁率(μ’)的是Zr為1原子％以上，且B為10原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是90原子％以下組成范圍的合金。
另外，表示40000以上的導磁率(μ’)的是Zr為1原子％以上3原子％以下，且B為7.5原子％以上9.5原子％以下，且Fe和Nb的總量是89原子％以上90原子％以下(Fe是84.5原子％以上、86.5原子％以下)組成范圍的合金。
進而，表示50000以上導磁率(μ’)的是Zr為1.5原子％以上2.5原子％以下，且B為8原子％以上9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上90原子％以下(Fe是85原子％以上86原子％以下)組成范圍的合金。
因此，圖24和圖25表明，滿足Zr+Nb＝6原子％，且Zr為1.5原子％以上2.5原子％以下的范圍，即Zr/(Zr+Nb)的范圍是1.5/6以上2.5/6以下的范圍，B是8原子％以上9原子％以下，F(xiàn)e是80原子％以上，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上90原子％以下(Fe是85原子％以上86原子％以下)的軟磁合金的薄帶顯示40000～50000以上的高導磁率(μ’)和40mOe以下的低頑磁力(Hc)的優(yōu)良軟磁特性。
以下，如圖26所示，Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金顯示1.53～1.67T的飽和磁通密度(B10)。飽和磁通密度(B10)依存于Fe的組成比，與Zr、Nb、B的組成比的相關關系不明確，但只要Fe的濃度高，飽和磁通密度(B10)也變高的傾向是明確的，只要在上述組成范圍內(nèi)，1.5～1.6T以上的飽和磁通密度(B10)和40000～50000以上的高導磁率(μ’)就可并存。
另外，如圖27所示，Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金顯示了0.39～1.19T的殘留磁化(Br)。對于殘留磁化(Br)，與Fe、Zr、Nb、B的組成比的相關關系不明確。
進而，如圖28表明，在Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金中，bcc-Fe相的平均結晶粒徑為10～12nm，是非常微細的。
其中，平均結晶粒徑為11nm以下的是Zr為4原子％以下，且B為5.5原子％以上10原子％以下，優(yōu)選的是6原子％以上9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是88原子％以上92原子％以下，優(yōu)選的是89原子％以上92原子％以下(Fe是84原子％以上、88.5原子％以下，優(yōu)選的是85原子％以上、88％原子以下)的軟磁合金的薄帶，這些薄帶具有特別微細的結晶質組織。另外，該組成范圍包括圖24和圖25所示的頑磁力(Hc)和導磁率(μ’)的最適宜組成范圍，bcc-Fe相的平均結晶粒徑越微細越顯示優(yōu)良的軟磁特性。
另外，如圖29所示，在Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金中，磁致伸縮常數(shù)(λs)在-14×10-7～17×10-7的范圍，顯示出良好的值。另外，磁致伸縮零的寫值線包括在圖18所示的導磁率(μ’)最高的領域。磁致伸縮常數(shù)(λs)有依存于B的組成比的傾向，B在8原子％以上9原子％以下時，磁致伸縮常數(shù)λs大致為零。
在圖30中，在Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金中，顯示了為得到最小的頑磁力(Hc)的最適宜的熱處理溫度。
其中表明，在熱處理溫度在525℃以下，頑磁力(Hc)變小的，是Zr為1原子％以上3原子％以下，且B為7.5原子％以上9.5原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量為89原子％以上90原子％以下(Fe為84.5原子％以上86.5原子％以下)的薄帶，也可將熱處理溫度抑制得低。
另外，如圖31表明，在Zr+Nb＝6原子％的軟磁合金中，顯示了為得到最大的導磁率(μ’)的最適宜的熱處理溫度。
在其中也表明，熱處理溫度在525℃以下時，導磁率(μ’)變大的是Zr為1.5原子％以上、2.5原子％以下，且B為8原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上、90原子％以下(Fe是85原子％以上86原子％以下)的薄帶。
另外，從圖30和圖31表明，Zr為0.5原子％以上、3.5原子％以下，且B為7原子％以上、10.5原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量為90原子％以下的軟磁合金的薄帶，只要熱處理溫度在550℃以下，就顯示最適宜的頑磁力(Hc)和導磁率(μ’)；另外，該組成范圍大致包括圖24、圖25和圖28所示的頑磁力(Hc)、導磁率(μ’)和bcc-Fe相的平均結晶粒徑的最適宜的組成范圍，只要熱處理溫度在550℃以下的范圍，就可保持微細不變的bcc-Fe相的平均結晶粒徑，且顯示優(yōu)良的軟磁特性。
以下，圖32表示bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)，在圖33表示其它的化合物相的結晶化溫度(Tx2)，圖34表示另外的化合物相的結晶化溫度(Tx1’)。這些結晶化溫度的關系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，圖35表示結晶化溫度的間隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
如圖32所示，Tx1是464～500℃的范圍，依存于Fe、Nb和Zr的組成比，而不依存于B的組成比。
另外，在圖24和圖25中，頑磁力(Hc)和導磁率(μ’)表示優(yōu)良值的范圍[Zr/(Zr+Nb)是1.5/6以上、2.5/6以下，B是8原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e是80原子％以上，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上、90原子％以下]中，Tx1是480～490℃的范圍。
另外，如圖35所示，結晶化溫度的間隔(ΔTx)表示313～344℃的范圍，隨著B的組成比降低，有結晶化溫度的間隔(ΔTx)變大的傾向。特別是，只要Zr為1原子％以上、2.5原子％以下，B是9.5原子％的范圍，就表示330℃以上的結晶化溫度的間隔(ΔTx)，所以在熱處理時，可只有bcc-Fe相析出，而抑制化合物相析出，防止軟磁合金的軟磁特性變差。
另外，在圖34中，無下標的曲線表示沒有觀察到其它化合物相的結晶化溫度(Tx1’)的合金，若與圖24至圖26等對照，不存在Tx1’的合金具有大致優(yōu)良的磁特性。
以上，如圖24至圖35所述，在Zr和Nb的總量為6原子％時，Zr為1.5原子％以上、2.5原子％以下，B為8原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量為89原子％以上、90原子％以下(Fe為85原子％以上、86原子％以下)時，顯示了優(yōu)良的軟磁特性，另外，Zr為2原子％時，顯示出更優(yōu)良的軟磁特性。
另外，如圖24至圖35所示，表明在上述的組成范圍內(nèi)，在急冷狀態(tài)下觀察不到Fe的(200)面的析出，而大多存在著大致非晶質單相的薄帶(●符號)，摻雜非晶質相和結晶質相的薄帶(○符號)主要分散于上述范圍之外。
這樣表明，若在急冷狀態(tài)下對非晶質相作為主體的薄帶進行熱處理，則有顯示優(yōu)良的軟磁特性的傾向。
具體地表明，F(xiàn)e85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.25Zr1.75Nb4.25B8.75、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金顯示了特別優(yōu)良的軟磁特性。如圖36所示，Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金顯示了43～108mOe的頑磁力(Hc)。
在此，頑磁力(Hc)表示在100mOe以下的是Fe和Nb的總量為90.5原子％以下的組成范圍，顯示50mOe以下的是Zr為1.6原子％以上、3.2原子％以下，且B是6.75原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上的區(qū)域，最優(yōu)選的是89.5原子％以上、90.25原子％以下(Fe是84.5原子％以上86.75原子％以下)的組成范圍的合金。
接著，如圖37所示，Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金顯示了10500～45000的導磁率(μ’)。
在此，導磁率(μ’)表示為20000以上的，是B為6.0原子％以上，最優(yōu)選的是6.75原子％以上，且Fe和Nb的總量是90.75原子％以下的組成范圍的合金；顯示30000以上的是B為6.5原子％以上，優(yōu)選的是6.75原子％以上，且Fe和Nb的總量是90.5原子％以下，優(yōu)選的是90.25原子％以下的組成范圍的合金；顯示40000以上的是Zr為1.25原子％以上、2.5原子％以下，優(yōu)選的是1.5原子％以上、2原子％以下，且B為8原子％以上、9.25原子％以下，優(yōu)選的是8.5原子％以上、9原子％以下，且Fe和Nb的總量是89原子％以上、90原子％以下，優(yōu)選的是89.5原子％的組成范圍的合金。
因此，如圖36和圖37表明，滿足Zr+Nb＝6.5原子％，且Zr是1.5原子％以上、2.5原子％以下，B是8原子％以上、9原子％以下，優(yōu)選的是8.5原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上、90.5原子％以下，優(yōu)選的是89.5原子％(Fe是84.5原子％以上、85.5原子％以下，最優(yōu)選的是84.5原子％以上、85原子％以下)的軟磁合金的薄帶，顯示了具有高導磁率(μ’)和低頑磁力(Hc)的優(yōu)良的軟磁特性。
接著，如圖38所示，Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金顯示1.5～1.6T的飽和磁通密度(B10)。
另外，如圖39所示，Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金，顯示0.37～0.97T的殘留磁化(Br)。
對于飽和磁通密度(B10)及殘留磁化(Br)，表明與組成比的關系不明確，但其中任一種都顯示出優(yōu)良值。
接著，如圖40所示，在Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金中，表明bcc-Fe相的平均結晶粒徑在9.8～11.5nm范圍，具有微細的結晶質組織。
另外，如圖41所示，在Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金中，磁致伸縮常數(shù)(λs)在-3×10-7～6×10-7的范圍，是小到10-7左右的磁致伸縮常數(shù)。磁致伸縮常數(shù)(λs)有依存于B的組成比的傾向，在B是8原子％以上9原子％以下時，磁致伸縮常數(shù)(λs)為零。
在圖42中，在Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金中，顯示了為得到最小的頑磁力(Hc)的最適宜熱處理溫度。熱處理溫度在550～650℃的范圍，另外，表示低頑磁力(Hc)的組成是550℃，可抑制熱處理溫度很低。
另外，在圖43中，在Zr+Nb＝6.5原子％的軟磁合金中，顯示了為得到最大的導磁率(μ’)的最適宜的熱處理溫度。在此，熱處理溫度是550～650℃的范圍，另外，顯示高導磁率(μ’)的組成是550℃，可較低地抑制熱處理溫度。
這樣，表明了圖36和圖37所示的軟磁特性良好的組成范圍的合金，如圖42和圖43所示的在550～650℃的熱處理溫度下進行熱處理，顯示出優(yōu)良的軟磁特性。
接著，在圖44中，表示bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)；圖45表示另外的化合物相的結晶化溫度(Tx1’)；圖36中表示其它化合物相的結晶化溫度(Tx2)。這些結晶化溫度的關系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，圖37中，表示結晶化溫度的間隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
如圖44所示，Tx1在488～511℃范圍內(nèi)，依存于Fe、Nb和Zr的組成比，而不依存于B的組成比。
另外，如圖47所示，結晶化溫度的間隔(ΔTx)在305～325℃的范圍內(nèi)，隨著B的組成比降低，有結晶化溫度的間隔(ΔTx)變寬的傾向。特別是Zr為1.6原子％以上、2.5原子％以下，B為8.5原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89.5原子％的軟磁合金的薄帶，表示320℃以上的廣泛的結晶化溫度的間隔(ΔTx)，所以在熱處理時，可只有bcc-Fe相析出，抑制化合物相析出，防止軟磁合金的軟磁特性變差。
另外，在圖45中，表明無下標的標識表示觀察不到另外的化合物相的結晶化溫度(Tx1’)的合金，不存在Tx1’的合金具有大致優(yōu)良的磁特性。
如上述圖36至圖47所述，表明Zr和Nb的總量為6.5原子％時，Zr為1.5原子％以上、2.5原子％以下，B為6.0原子％以上，優(yōu)選的是6.5原子％以上，最優(yōu)選的是8.5原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量為89原子％以上90.5原子％以下，最優(yōu)選的是89.5原子％(Fe是87.5原子％以下，更優(yōu)選的是87.0原子％以下，最優(yōu)選的是84.5原子％以上、85原子％以下)時，顯示出優(yōu)良的軟磁特性。
另外，如圖36至圖47所示，表明在上述組成范圍內(nèi)，在急冷狀態(tài)中，未觀察到Fe的(200)面的析出，而大多存在非晶質相作為主體的薄帶(●符號)，摻雜非晶質相和結晶質相的薄帶(○符號)散在上述范圍之外，與摻雜結晶質相的薄帶相比，摻雜非晶質相單相的薄帶顯示了優(yōu)良的磁特性。
這樣，若在急冷狀態(tài)下，將非晶質相作為主體的薄帶進行熱處理，則有顯示優(yōu)良的軟磁特性的傾向。
具體地說，F(xiàn)e84.5Zr1.6Nb4.4B9、Fe85Zr2Nb4.5B8.5、Fe86.75Zr3Nb3.5B6.75、Fe86.75Zr3.3Nb3.2B6.75組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金顯示出優(yōu)良的軟磁特性。
Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金如圖48所示，Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金顯示出50～2500mOe的頑磁力(Hc)。
在此，表示200mOe以下的頑磁力(Hc)的是Fe和Nb總量為87.5原子％以上的組成范圍的合金，表示100mOe以下的頑磁力(Hc)的是B為10原子％以下，且Fe和Nb的總量為88.5原子％以上、92原子％以下的組成范圍的合金。
接著，如圖49所示，Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金顯示出600～44800的導磁率(μ’)。
在此，顯示10000以上的導磁率(μ’)的是B為10原子％以下，且Fe和Nb的總量是88.5原子％以上的組成范圍的合金。
另外，顯示20000以上的導磁率(μ’)的是Zr為4原子％以下，優(yōu)選的是3.5原子％以下，且B為6原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89.5原子％以上，優(yōu)選的是90原子％以上、92原子％以下(Fe是84原子％以上、87原子％以下)的組成范圍的合金。
因此，從圖48和圖49可知，滿足Zr+Nb＝7原子％，且Zr為4原子％以下，優(yōu)選的是3.5原子％以下，且B為6原子％以上、9原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89.5原子％以上，優(yōu)選的是90原子％以上、92原子％以下(Fe為84原子％以上、87原子％以下)的軟磁合金的薄帶，具有20000以上的高導磁率(μ’)和100mOe以下的低頑磁力(Hc)，顯示了優(yōu)良的軟磁特性。
接著，如圖50所示，Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金顯示1.42～1.68T的飽和磁通密度(B10)。飽和磁通密度(B10)依存于Zr和B的組成比，若B在9原子％以下，顯示1.5T以上的飽和磁通密度(B10)，若B在6原子％以上、8.5原子％以下，優(yōu)選的是8原子％以下，顯示1.55T以上的飽和磁通密度(B10)。
另外，如圖51所示，Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金，顯示0.78～1.44T的殘留磁化(Br)。殘留磁化(Br)有依存于B和Fe的組成比的傾向，若B在7原子％以上、9原子％以下，優(yōu)選的是8原子％，且Fe和Nb的總量是88.5原子％以下，顯示1.2T以上的殘留磁化(Br)。
進而，如圖52所示，表明在Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金中，bcc-Fe相的平均結晶粒徑是9.1～16.7nm的范圍。
平均結晶粒徑大致依存于Zr和Nb的組成比，平均結晶粒徑為14nm以下的是Zr為5原子％以下的組成，平均結晶粒徑是12nm以下的是Zr為3原子％以下的組成，平均粒徑為10nm以下的是Zr為1原子％以下的組成，這些薄帶的任一種都具有微細結晶質組織。
另外，如圖53所示，表明在Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金中，磁致伸縮常數(shù)(λs)是-10×10-7～19×10-7的范圍，可得到10-7左右的磁致伸縮常數(shù)(λs)。磁致伸縮常數(shù)(λs)有依存于B的組成比的傾向，B在7.5原子％以上、8.5原子％以下時，磁致伸縮常數(shù)(λs)大致為零。
在圖54中，在Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金中，顯示出為得到最小的頑磁力(Hc)的最適宜的熱處理溫度。
在其中也表明，在熱處理溫度為650℃以下，頑磁力(Hc)變小的是Zr為5原子％以下，且B為5.5原子％以上，優(yōu)選的是6原子％以上11原子％以下，且Fe和Nb的總量是87原子％以上的薄帶。
另外，熱處理溫度在600℃以下，頑磁力(Hc)變小的，表明是Zr為2.5原子％以上、3.5原子％以下，且B為6原子％以上、8原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上、92原子％以下(Fe為85原子％以上、87原子％以下)的薄帶。
另外，圖55中，在Zr+Nb＝7原子％的軟磁合金中，顯示出為了得到最大的導磁率(μ’)的最適宜的熱處理溫度。
在其中也表明，熱處理溫度在650℃以下，導磁率(μ’)變大的，是Zr為5原子％以下，且Fe和Nb總量是92.5原子％以下的薄帶。
另外，表明熱處理溫度在600℃以下，導磁率(μ’)變大的，是Zr為2.5原子％以上，優(yōu)選的是3原子％以上、3.5原子％以下，B為5.5原子％以上，優(yōu)選的是6原子％以上、8原子％以下，且Fe和Nb的總量是89原子％以上、91原子％以下(Fe為87.5原子％以下，優(yōu)選的是85原子％以上、87原子％以下)的薄帶。
接著，圖56表示bcc-Fe相的結晶化溫度(Tx1)，圖57表示其它化合物相的結晶化溫度(Tx2)，圖58表示另外的化合物相的結晶化溫度(Tx1’)。這些結晶化溫度的關系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，圖59中，表示結晶化溫度的間隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
如圖56所示，表明Tx1是491～533℃的范圍，依存于Nb與Zr的組成比，而幾乎不依存B的組成比。
另外，如圖59所示，結晶化溫度的間隔(ΔTx)顯示181～316℃的范圍，隨著Zr的組成比的降低，結晶化溫度的間隔(ΔTx)有變大的傾向。結晶化溫度的間隔(ΔTx)顯示200℃以上的，是Zr為5原子％以下，且Fe和Nb的總量是87原子％以上的范圍。
另外，顯示300℃以上的結晶化溫度的間隔(ΔTx)的，Zr是3原子％以下，B為6.5原子％以上，優(yōu)選的是7原子％以上、8原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上(Fe為85原子％以上)時，在熱處理時，可僅有bcc-Fe相析出，而抑制化合物相析出，可防止軟磁合金的軟磁特性變差。
另外，在圖58中表明，無下標的曲線表示未觀察到其它化合物相的結晶化溫度(Tx1’)的合金，不存在Tx1’的合金具有大致優(yōu)良的磁特性。
以上，如圖48至圖59表明，Zr和Nb的總量為7原子％時，Zr為4原子％以下，優(yōu)選的是3原子％以下，B為6原子％以上、9原子％以下，優(yōu)選的是7原子％以上、8原子％以下，F(xiàn)e和Nb的總量是89原子％以上、91原子％以下時，顯示優(yōu)良的軟磁特性。
具體地說Fe85Zr1Nb6B8、Fe85Zr1.2Nb5.8B8、Fe85Zr2Nb5B8、Fe86Zr2.4Nb4.6B7組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金顯示出特別優(yōu)良的軟磁特性。
在圖60中，在Zr+Nb＝5.75原子％，且B＝8.5原子％的軟磁合金(Fe85.75ZrxNb5.75-xB8.5)，Zr+Nb＝6原子％，且B＝8～9原子％的軟磁合金(FeaZrxNb6-xBz，但a為85～86，Z為8～9)，Zr+Nb＝6.25原子％，且B＝8.25原子％的軟磁合金(Fe85.5ZrxNb6.25-xB8.25)，Zr+Nb＝6.5原子％，且B＝8.5原子％的軟磁合金(Fe85ZrxNb6.25-xB8.5)，Zr+Nb＝7原子％，且B＝8～9原子％的軟磁合金(FeaZrxNb7-xBz，但a是84～85，Z是8～9)中，顯示出Zr和Nb的組成比和頑磁力(Hc)的關系。
另外，如圖61表明，在上述合金中，顯示出Zr和Nb的組成比與結晶化溫度的間隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1或ΔTx＝Tx1’-Tx1)的關系。
在圖60中表明，在Zr/(Zr+Nb)在0～0.4的范圍中，其中的任何一種合金均是0.1Oe以下的頑磁力(Hc)，但若Zr/(Zr+Nb)大于0.5時，頑磁力(Hc)升高，軟磁特性變差。
進而，Zr+Nb＝6原子％的合金，對于Zr/(Zr+Nb)大于0.1，小于0.5時，可得到比Zr/(Zr+Nb)＝0小的頑磁力(Hc)，若復合添加Zr和Nb時，軟磁特性升高。但是，若Zr/(Zr+Nb)超過0.5時，頑磁力(Hc)反而變差，所以不理想。
另外，在圖61中，Zr/(Zr+Nb)為0～0.7的范圍，特別是在大于0，小于0.4的范圍時，其中的任一種合金都顯示出200℃以上(Zr/(Zr+Nb)在0以上，0.4以下的范圍時為300℃以上)的結晶化溫度的間隔(ΔTx)，但Zr/(Zr+Nb)大于0.7，在0.8以上時，結晶化溫度的間隔(ΔTx)急劇變窄。
從以上可認為，若Zr/(Zr+Nb)的值變大，結晶化溫度的間隔(ΔTx)變窄，熱處理時，bcc-Fe相以外的化合物容易析出，頑磁力(Hc)增大。
實施例3關于破壞應變與實施例1相同，制造Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe90Zr7B3，F(xiàn)e84Nb7B9構成的組成，板厚為20μm的急冷狀態(tài)的薄帶。接著，以180℃/分鐘的升溫速度加熱到510℃～670℃，保持5分鐘，進行熱處理，制造軟磁合金的薄帶。
對于得到的熱處理后的薄帶，測定破壞應變(λf)。破壞應變(λf)，可從彎曲薄帶時的薄帶的彎曲半徑求出。其結果如圖62所示。
如圖62表明，調(diào)節(jié)Zr和Nb的組成比，同時添加了本發(fā)明的Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的薄帶的破壞應變(λf)，在510℃下進行熱處理時，顯示為12.71×10-3，在520℃下進行熱處理時，顯示11.98×10-3，破壞應變(λf)大于10×10-3，具有優(yōu)良的加工性。
另一方面，F(xiàn)e90Zr7B3組成的薄帶，在620℃下進行熱處理時，顯示8.35×10-3的破壞應變(λf)，F(xiàn)e84Nb7B9組成的薄帶，在630℃下進行熱處理時，顯示9.72×10-3的破壞應變(λf)，但其中的任一種都不超過10×10-3。
實施例4關于鐵損與實施例1相同地制造Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25、Fe78Si9B13(市售品非晶質合金)組成的急冷狀態(tài)的薄帶。但是，對于Fe85Zr1.75Nb4.25B9，將金屬溶液溫度取為1260～1280℃，對于Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25及Fe85.5Zr2Nb4B8.5，將金屬溶液的溫度取為1300℃。卷繞得到的薄帶，做成外徑10mm，內(nèi)徑為6mm的環(huán)狀，將其疊層做成鐵芯。接著，以180℃/分鐘的升溫速度在510℃～525℃下加熱，進行保持5分鐘的熱處理，測定鐵損。
在圖63中表示在510℃或520℃下進行熱處理得到的薄帶構成的鐵芯中，在室溫下外加頻率50Hz的磁通，進行測定的鐵損的結果。
如圖63表明，本發(fā)明的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的鐵芯，比Fe78Si9B13組成的鐵芯的鐵損低，特別是即使將磁通密度(Bm)做成1.4T時，鐵損也在0.1W/kg以下。
另外，在圖64中，表示對于Fe85Zr1.75Nb4.25B9及Fe78Si9B13組成的鐵芯，在氮氣中加熱溫度200℃，加熱時間(t)500小時下加熱處理(時效)前后的鐵損與磁通密度(Bm)的關系。
對于Fe78Si9B13組成的鐵芯，在加熱處理前后的鐵損幾乎不變，而Fe85Zr1.75Nb4.25B9組成的鐵芯，在Bm大于1.4T的區(qū)域中，加熱處理后的鐵損變小。因此，表明本發(fā)明的合金中，在高的Bm值的區(qū)域中具有優(yōu)良的熱穩(wěn)定性。
進而，在圖65中表示對于Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25、Fe78Si9B13組成的鐵芯，在氮氣中加熱溫度200℃，加熱時間(t)0～500小時進行加熱處理時的鐵損和加熱時間(t)的關系。另外，鐵損的測定，是在室溫下，外加頻率50Hz的1.4T的磁通密度(Bm)而測定的。另外，測定鐵芯的頑磁力(Hc)及導磁率(μ’)。其結果如表2和表3所示。進而，圖65所示的鐵損(Pcm)值也同時表示在表2和表3中。
如圖65表明，本發(fā)明實施例的組成的鐵芯，與加熱時間的增加無關，鐵損幾乎不變，而熱穩(wěn)定性優(yōu)良。
另外，如表2和表3所示，表明在加熱前后，本發(fā)明實施例的鐵芯，有導磁率(μ’)稍低，頑磁力(Hc)增加的傾向，但其傾向小，由加熱引起的變差是很小的。與此相反，比較例的Fe78Si9B13的非晶質合金，總體的鐵損大，隨加熱時間的增加，鐵損變動大。
表2
<p>表3
<p>在圖66中，以圖65的加熱前鐵芯的鐵損作為基準，表示加熱500小時的各鐵芯的鐵損變化率和磁通密度(Bm)的關系，在表4和表5中，表示測定加熱處理前后鐵芯的飽和磁通密度(B10)，殘留磁化(Br)，頑磁力(Hc)及導磁率(μ’)的結果，進而，也同時表示鐵損(Pcm)的實測值。
Fe78Si9B13(比較例)組成的鐵芯，有磁通密度(Bm)增加的同時，鐵損變化率若干變小(在鐵損變小的方向變化)的傾向。另一方面，表明本發(fā)明的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的鐵芯，在特別高的磁通密度(Bm)中鐵損變化率大幅度地變小。
另外，如表4和表5所示，表明在加熱前后，本發(fā)明實施例的鐵芯有導磁率(μ’)稍微降低，頑磁力(Hc)增加的傾向，但其減少是很少的，F(xiàn)e78Si9B13組成的鐵芯，導磁率(μ’)減少的同時，在加熱前后，減少26％，與本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金相比，其導磁率(μ’)的熱穩(wěn)定性變差。
表4
()內(nèi)的值表示(初期值、500小時后的增加率)
表4續(xù)
()內(nèi)的值表示(初期值、500小時后的增加率)
表5
試樣處理條件N2環(huán)境、200℃鐵損測定條件Bm＝1.4T，f＝50Hz，室溫另外，圖67表示了對于Fe85.5Zr2Nb4B8.5及Fe78Si9B13組成的鐵芯，加熱溫度達320℃，加熱時間(t)0～100小時進行加熱處理時的鐵損與加熱時間(t)的關系。另外，鐵損的測定是在室溫下外加頻率50Hz的1.4T的磁通進行的。
如圖60表明，由Fe78Si9B13組成的非晶質合金構成的鐵芯，隨著加熱時間的增加，鐵損增加。
另一方面表明，F(xiàn)e85.5Zr2Nb4B8.5組成的鐵芯，即使增加加熱時間，鐵損也幾乎不變。
另外，圖68表明了在圖67的加熱前鐵芯的鐵損作為基準時的鐵損變化率和加熱時間的關系。Fe78Si9B13組成的鐵芯的鐵損變化率，與Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的鐵芯比較，隨著加熱時間的增加而大大升高。
如上所述，本發(fā)明的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的鐵芯，即使在200℃～320℃下加熱處理后也可使鐵損的增加變低，鐵損變化率小，熱穩(wěn)定性優(yōu)良。
實施例5Zn的添加以下，對于在FeMB系或FeZrNb系的組成中加入Zn的實施例加以說明。
以下各實施例所示的軟磁合金薄帶試樣是通過使用圖1所示的裝置的單輥液體急冷法制成的。即，從一個旋轉的鋼制冷卻輥上的石英制噴嘴，用氬氣壓力將規(guī)定成份的熔融金屬噴向上述冷卻輥上，急冷，得到薄帶。如以上制作的薄帶寬度的約15mm、厚度為約20μm。另外，急冷的薄帶是由非晶質作為主體的合金構成的，但為了使bccFe的微細結晶粒析出，提高軟磁特性，進行加熱到結晶化溫度以上后冷卻的退火處理，得到本發(fā)明的高飽和磁通密度低鐵損Fe基的軟磁合金薄帶試樣和各比較例試樣。
這樣得到的軟磁合金薄帶試樣的導磁率是使用阻抗分析器，將薄帶進行加工，做成外徑10mm、內(nèi)徑6mm的環(huán)狀，將其卷繞成層疊物，進行測定的。導磁率(μ’)的測定條件為5mOe、1KHz。頑磁力(Hc)及磁通密度(B10)是通過直流B-H環(huán)路描繪器，在10Oe下測定的。另外，B10是與飽和磁通密度(Bs)大致相同的數(shù)值。
圖69表明是通過X線衍射分析，對本發(fā)明中，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的軟磁合金的薄帶熱處理前后的結構變化進行研究的。從圖69可看到急冷狀態(tài)(將合金金屬溶液進行急冷做成薄帶的狀態(tài))下，非晶質特有的寬闊的衍射圖，以及熱處理后，對于體心立方晶(bcc)的Fe獨特的衍射圖，表明了本發(fā)明合金的結構是通過熱處理從非晶質變成體心立方晶。
圖70是分別表示測定與本發(fā)明組成系類似的組成系的FebZrdNbeBx組成的試樣頑磁力的結果和測定對于該組成系的合金試樣在0.034～0.142原子％的范圍內(nèi)添加Zn的組成系的(Fec/100Zrd/100Nbe/100Bf/100)100-zZnz組成的試樣頑磁力的結果的三角組成圖。
另外，在添加Zn的試樣中，圖70的符號①表示的試樣是(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)99.944Zn0.056組成的試樣，②表示的試樣是(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)98.892Zn0.108組成的試樣，③表示的試樣是(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)99.859Zn0.141組成的試樣，④表示的試樣是(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.96Zn0.04組成的試樣，⑤表示的試樣是(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.875Zn0.125組成的試樣，⑥表示的試樣是(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.875Zn0.133組成的試樣，⑦表示的試樣是(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)99.866Zn0.034組成的試樣，⑧表示的試樣是(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)99.883Zn0.117組成的試樣，⑨表示的試樣是(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)99.858Zn0.142組成的試樣。
圖70表明，在Zr和Nb的總含量為6原子％的FeZrNbB系的合金試樣中，B在5～12.5原子％的范圍內(nèi)，也可做成6～9.5原子％的范圍，顯示了小于50mOe的低頑磁力，在該范圍中也顯示了B為8～9.5原子％，Zr為1.5～2.5原子％，F(xiàn)e+Nb為89～90原子％的范圍中，小于40mOe的特別低的頑磁力。另外，對于這些組成的試樣，進而在添加Zn的①至⑨的試樣中顯示了小于100mOe的低頑磁力。另外，表明了特別是對于頑磁力40mOe左右、50mOe左右的試樣，若添加Zn，則有頑磁力的值降低的傾向。
另外，圖70中用○、Δ符號表示的試樣是在通過急冷得到的薄帶試樣的情況下，用X線觀察薄帶試樣時，由于一部分bccFe的結晶粒析出，發(fā)現(xiàn)從bccFe的(200)峰衍射的試樣。進而，用●、▲表示的試樣是在通過急冷得到薄帶的狀態(tài)下，用X線觀察時，沒有發(fā)現(xiàn)來自結晶相的衍射峰的試樣，這就意味完全是非晶質。若看這些試樣的磁特性，急冷后完全是非晶質的試樣的頑磁力變低。
圖71是表示對于上述試樣，測定1KHz下的導磁率(μ’復數(shù)導磁率的實數(shù)部分)結果的三角組成圖。在具有本發(fā)明組成，在0.034～0.142原子％的范圍內(nèi)添加Zn的試樣中，表示了其中的任一個試樣都是超過30000的優(yōu)良導磁率，在0.04～0.142原子％的范圍內(nèi)添加Zn的試樣中，顯示超過40000的導磁率。
圖72是表示從外加外加磁場10Oe得到的磁化曲線求出的飽和磁通密度(B10)的三角組成圖，圖73是表示在先的試樣殘留磁通密度(Br)的測定結果的三角組成圖。
只要是與本發(fā)明組成系類似的組成系的Zr和Nb量，就能得到大于1.5T的高飽和磁通密度；在該組成系中，在大于1.6T的組成系的合金試樣中，在0.034～0.142原子％范圍內(nèi)添加Zn的①至⑨試樣，其中的任一個試樣都顯示出大于1.6T的優(yōu)良飽和磁通密度。因此，即使在本發(fā)明的范圍內(nèi)添加Zn，飽和磁通密度也幾乎不變，保持高的值。
圖74是表示在先試樣的第一結晶化溫度(Tx1是bccFe的結晶化溫度)的三角組成圖，圖75是表示在先的試樣的中間結晶化溫度(Tx1’是化合物相的結晶化溫度)的三角組成圖，圖76表示在先試樣的第二結晶化溫度(Tx2是化合物相的結晶化溫度)的三角組成圖，圖77是用Tx2-Tx1表示的ΔTx的三角組成圖。
以下，對于這些第一結晶化溫度、中間結晶化溫度和第二結晶化溫度加以說明。
對于本發(fā)明組成系的合金，若將通過急冷制作的非晶質相作為主體的合金升溫，首先，隨著bccFe相的結晶化引起放熱反應、間隔一段時間，由于其它化合物相的結晶化(Fe3B或Fe2B等)又引起放熱反應，在兩者之間，由于組成進而又引起其它的放熱反應。第一放熱峰是隨著bccFe的結晶化的最大放熱峰，相當于第一結晶化溫度；第二放熱峰是生成化合物相的小放熱峰，相當于中間結晶化溫度；第三放熱峰是生成其它化合物相的小放熱峰，相當于第二結晶化溫度。但是，也有根據(jù)組成沒有發(fā)現(xiàn)第二放熱峰的情況，圖75所示的-符號的試樣是沒有發(fā)現(xiàn)第二放熱峰的試樣(沒有發(fā)現(xiàn)中間結晶化溫度Tx1’的試樣)。另外，沒有出現(xiàn)第二放熱峰的組成的，其磁特性優(yōu)良。表明即使在這些組成系中添加Zn，對于結晶化溫度也幾乎沒看到變化。
優(yōu)選的是將這樣求出的結晶化溫度的間隔ΔTx做成200℃以上。圖77所示的ΔTx，其中的任何一個都是200℃以上，但只要是200℃以上，由于bccFe相和化合物相的結晶化溫度間隔寬，所以在最適宜的條件下將合金容易熱處理，只有bccFe相析出，抑制其它化合物析出，容易提高軟磁特性。因此，合金的熱處理溫度，優(yōu)選的是在第一結晶化溫度和第二結晶化溫度之間(Tx1和Tx2之間的溫度)選擇。
圖78是在與本發(fā)明組成類似的組成系中，表示不含Zn的組成系試樣的結晶粒徑的三角組成圖，但若在該組成系中加入本發(fā)明組成范圍的Zn時，結晶粒徑稍微減小，這是從下述的試驗結果由本發(fā)明人確認的。因此表明，對于本發(fā)明組成系的合金也可得到粒徑12nm以下，優(yōu)選的是粒徑11nm以下的結晶粒。
圖79是表示與本發(fā)明組成類似的組成系中不含Zn的組成系試樣的磁致伸縮(λs)的三角組成圖，但本發(fā)明人確認，即使在該組成系中添加Zn，磁致伸縮也相同。因此表明，對于在圖79表示的組成系的合金中添加Zn的本發(fā)明組成系的合金，也可得到磁致伸縮在0附近。
圖80表示添加Zn的本發(fā)明組成系合金試樣的結晶粒徑(d)的Zn濃度依存性。發(fā)現(xiàn)了通過添加Zn，使結晶粒徑有稍微減小的傾向。
圖81表示添加Zn的本發(fā)明組成系合金試樣的磁致伸縮(λs)的Zn濃度依存性。通過添加Zn，明顯地看到磁致伸縮減少的傾向，但變化量微小。
圖82表示對于在Fe85.75Zr2Nb4B8.25組成的合金試樣中添加0.12原子％或0.13原子％的Zn的試樣，將用交流磁化特性測定裝置測定鐵損的結果與比較例的Fe78Si9B13組成的薄帶試樣的數(shù)值的比較。從圖81所示的結果表明，本發(fā)明試樣的鐵損，與比較例的試樣比較顯示出鐵損小。另外，表明本發(fā)明試樣的鐵損，在1.5T時，低于0.1W/kg，是硅鋼板的1/10左右的優(yōu)良值，F(xiàn)e基非結晶的幾分之一的優(yōu)良值。
圖83是表示Fe78Si9B13組成的比較例試樣、Fe85Zr1.75Nb4.25B9組成的比較例試樣、Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的比較例試樣、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的比較例試樣和(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的本發(fā)明合金試樣的鐵損隨時間變化(在規(guī)定時間加熱到200℃后，降到常溫進行測定)。
從圖83所示的結果表明，本發(fā)明試樣遠遠小于Fe78Si9B13組成的比較例試樣的鐵損，發(fā)揮了幾乎沒有隨時間變化的優(yōu)良特性。另外，若與不添加Zn的大致相同組成的比較例試樣相比，表明鐵損更低，變化率也低。另外，該例的試樣也顯示出在加熱300小時后鐵損降到0.1W/kg的優(yōu)良值。
進而，表5和表6表示圖83所用的各試樣的鐵損、頑磁力和導磁率隨時間的依存性。如表1和表2結果表明，添加Zn的本發(fā)明試樣的鐵損值本身(0.081～0.90)低，變化率也小，頑磁力也小(0.038)，導磁率也優(yōu)良(60200～61200)。另外，在規(guī)定范圍內(nèi)含Zr和Nb的試樣中，鐵損和頑磁力低，顯示了高導磁率，但在該組成系中添加Zn，表明鐵損進一步變低，發(fā)揮了更高的導磁率。
表6
試樣處理條件N2環(huán)境、200℃鐵損測定條件Bm＝1.4T，f＝50Hz，室溫圖84是表示使用與圖83所用的試樣相同組成的試樣，在320℃下，在規(guī)定時間加熱后，在室溫下測定鐵損的結果；圖85表示圖84所示的鐵損的時間變化率。
圖84和圖85所示結果表明，本發(fā)明試樣顯示了遠遠小于Fe78Si9B13組成的比較例試樣的鐵損變化率，比不含Zn的Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25組成的比較例試樣更低的鐵損變化率。
由此表明，在FeNbZrB系的合金中加入少量的本發(fā)明規(guī)定范圍的Zn，可使鐵損成為更低值的同時，鐵損的隨時間變化率也低。
圖86表明，對于分別是板厚為20μm的薄帶試樣的Fe78Si9B13組成的比較例試樣、Fe84Zr3.5Nb3.5B8Cu1組成的比較例試樣、Fe90Zr7B3組成的比較例試樣、Fe84Nb7B9組成的比較例試樣、Fe73.5Si13.5B9Nb3Cu1組成的比較例試樣、Fe85.5Zr2Nb4B8組成的比較例試樣和(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)99.86Zn0.14組成的本發(fā)明合金試樣，表示了彎曲直徑(Dfmm彎曲半徑為何值時可否不損壞地進行彎曲加工)和破壞應變(λf10-3破壞時的應變)值。
此時的彎曲變形，是使用兩根桿和薄帶試樣，在兩根桿之間，夾入帶有桿的薄帶，使兩根桿慢慢接近，將薄帶折曲成山狀，在折曲成這樣的山狀時，將折斷薄帶時的桿端面間的距離作為L，薄帶的厚度作為t時，將t/(L-t)的值定義為破壞應變(λf)。其結果如圖86所示。
圖86表明，圖86所示組成的本發(fā)明試樣，只要是510℃至520℃的適宜熱處理溫度，就可使彎曲直徑變小，得到難以破壞的試樣。另外，熱處理溫度在各個組成系中結晶化溫度不同，所以如圖86所示，熱處理溫度不同，但熱處理時的升溫速度各試樣都是180℃/分鐘，在規(guī)定的熱處理溫度下保持5分鐘后進行冷卻處理。
所說的這些破壞彎曲特性優(yōu)良，是指在將軟磁合金的薄帶卷繞，做成變壓器的磁芯時，在薄帶上不發(fā)生龜裂等方面上是有效的，彎曲直徑越小，即使以小半徑卷繞，薄帶也難以破壞。
圖87表示由磁化的溫度變化求出的非晶質相的居里溫度的Zn濃度依存性；圖88表示不進行熱處理的急冷狀態(tài)的合金的居里溫度的Zn濃度依存性。
在不進行熱處理的試樣中，沒有看到隨Zn濃度變化的居里溫度的變化，這可認為是Zn濃度低的緣故。另一方面，在510℃下進行熱處理后，可看到隨著Zn濃度增加，居里溫度增加，這可認為是通過進行熱處理，bccFe相析出，其余部分的非晶質相組織變化的緣故。
本發(fā)明人根據(jù)這些試樣的TEM觀察和組成分析的結果，發(fā)現(xiàn)Zn向殘留非晶質相濃化。該Zn的濃化可認為是使非晶質相的居里溫度升高而引起的。本發(fā)明人推定殘留非晶質相的居里溫度升高，與bccFe相間的交換結合升高有關，與導磁率的增加及頑磁力的降低有關。
圖89表明(Fe0.86Nb0.07B0.07)100-zZnz組成的軟磁合金的頑磁力的Zn濃度依存性，但有通過Zn的添加頑磁力變小的傾向，Zn濃度為0.04～0.07原子％的范圍內(nèi)，頑磁力達最小水平，隨著Zn濃度升高，頑磁力慢慢地升高，但即使是0.12原子％的試樣，比不添加Zn的試樣也顯示低的頑磁力。
圖90表示相同組成的軟磁合金的導磁率的Zn濃度依存性，但通過添加Zn導磁率增加，在0.07原子％時顯示最大，然后導磁率慢慢地降低。
圖91表示(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)100-zZnz組成的軟磁合金的頑磁力的Zn濃度依存性，但與圖89所示的合金試驗結果相同，通過添加Zn，頑磁力具有最小值，添加了0.133原子％Zn的試樣，與不添加Zn的試樣相比較，顯示約65％的低值，所以通過添加Zn可降低頑磁力。
圖92表示相同組成的軟磁合金的導磁率的Zn濃度依存性，但通過添加Zn可提高導磁率，添加0.133原子％時，導磁率顯示最大值。另外，關于Zn添加量，在添加0.025原子％的試樣中，顯示29821的高值，即使在添加0.19原子％的試樣中也顯示超過31769的優(yōu)良導磁率。由此表明，為了得到30000以上高的導磁率，添加超過0.025原子％量的Zn是重要的，添加0.2原子％以下量的Zn也是重要的。
圖91和圖92所示的頑磁力和導磁率的試驗結果比圖89和圖90所示的試驗結果優(yōu)良，這是由于將各試驗所用試樣的Zr和Nb的含有比例做成軟磁特性良好的所希望的范圍的緣故。
以下，表7是對于FeNbB系合金試樣、FeZrB系合金試樣、FeHfB系合金試樣和FeZrNbB系合金試樣，將添加規(guī)定量的Zn時的導磁率(μ’1KHz)、頑磁力(HcOe)和飽和磁通密度(B10T)的值作為實施例所記載的。另外，對于不添加Zn的試樣，作為比較例并記在表3中。
表7
<p>在表7中，在FeNbB系的第16號的試樣中加入0.07原子％Zn的是第10號試樣，在FeZrB系的第17號的試樣中加入0.1原子％Zn的是第11號試樣，在FeHfB系的第18號試樣中加入0.1原子％Zn的是第12號試樣，同樣在第19號的試樣中加入0.13原子％Zn的是第13號試樣，在第20號的試樣中加入0.13原子％Zn的是第14號試樣，在第21號試樣中加入0.14原子％Zn的是第15號試樣。
由表7所示結果表明，在其中的任何一種組成系中添加Zn，導磁率都顯著提高，頑磁力變低，同時飽和磁通密度在1.6T左右的優(yōu)良值。
可是，作為元素M，在添加Zr和Nb時，其添加量和Zr/(Zr+Nb)值的范圍與上述的FeZrNbB系合金相同。
但是，如圖93所示，Zr+Nb的添加量為4原子％時，頑磁力極高，所以Zr+Nb量的下限，即使是FeZrNbB、FeZrNbBZn系中任何一種合金系都指定為5原子％。
另外，只要將上述各軟磁合金作為磁芯使用，就可做成損失少、可小型化、加工性優(yōu)良的低鐵損磁芯。
實施例6第一制造方法以下各實施例所示的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金，通過使用圖1所示的裝置的單輥液體急冷法做成。即，從一個旋轉的鋼制冷卻輥上的石英制噴嘴，通過Ar氣壓力噴出規(guī)定成份的熔融金屬乃至金屬溶液，急冷，制得薄帶。此時，從噴嘴噴出的金屬溶液的溫度，即噴出溫度在本實施例中控制在1240～1350℃左右。另外，如上所述的“規(guī)定成份的熔融金屬”是指分別對應于具有上述第一至第三場合的各組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金。但是，對于含Zn的第二和第三場合，必須注意如下事項。即，鑒于Zn的熔點及沸點分別在419.5℃及908℃，上述噴出溫度為1240～1350℃左右時，大部分Zn蒸發(fā)消失掉。因此，作為要滿足第二和第三場合的組成比的合金，對于最終要確保Zn的組成比時，必須將超過上述Zn量的Zn加入到坩堝中。具體地說，為了做成目的組成，即0.025原子％以上0.2原子％以下，需要將其20倍左右的原料Zn加入到坩堝中。
如上所述制作的薄帶寬度為約15mm，厚度約為20μm。另外，急冷的薄帶由非晶質作為主體的合金構成，如上所述，為了使bccFe的微細結晶粒析出，提高軟磁特性，進行加熱到結晶化溫度Tx1以上的規(guī)定的熱處理溫度Ta后冷卻的熱處理，可得到高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金薄帶試樣和各比較例試樣。此時，在本實施例中，要將熱處理溫度Ta規(guī)定在490℃以上670℃的同時，達到該熱處理溫度Ta的速度，即將升溫速度規(guī)定在10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下。但是，為了得到比較例等試樣，通過變更達到熱處理溫度Ta后的保持時間，也可制做成合金。
這樣得到的軟磁合金薄帶試樣的導磁率μ’(復數(shù)導磁率的實數(shù)部分)是將薄帶加工，做成外徑10mm、內(nèi)徑6mm的環(huán)狀，將其卷繞成層疊物，使用阻抗分析器進行測定的。導磁率μ’的測定條件做成5mOe、1KHz。另外，頑磁力Hc和飽和磁通密度B10是使用直流B-H環(huán)路描繪儀在10Oe下測定的。
以下，對于上述得到的試樣，以熱處理溫度Ta及升溫速度的變化，對于高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金的各個特性有怎樣的影響，加以說明。
圖94和圖95表示了在組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的合金中，對于達到熱處理溫度Ta后的保持時間做成0分鐘的熱處理的，其熱處理溫度Ta及升溫速度、上述合金的導磁率μ’(復數(shù)導磁率的實數(shù)部分)(圖94)及頑磁力Hc(圖95)的關系是怎樣的，對此進行測定的結果。另外，在這些圖中，粗實線表示噴出溫度為1280℃，細實線是表示1320℃。另外，下述的圖4至圖11都是與上述相同的圖，這此與圖94及圖95不之處只是熱處理溫度Ta的保持時間不同。另外，是對于上述合金的組成，但這表明是滿足上述第一合金條件的。
首先，是對于圖94的導磁率μ’，但這表明從圖中可看清，其整體分布在200～53800之間。在其中，特別優(yōu)選的部分可以說是在熱處理溫度Ta為520℃～550℃左右且升溫速度為40℃/分鐘左右的交差部位或熱處理溫度Ta在650℃左右且升溫速度在40℃/分鐘左右的交差部位。在該部分，不受噴出溫度影響，導磁率μ’為50000～53800，測定出極好的值。另外，在其附近也記錄導磁率μ’＝40000左右，這也是很好的。
另外，在圖中“amor.”所指示的虛線，在該虛線所分割兩個區(qū)域的熱處理溫度Ta低的區(qū)域中，整個試樣都是非晶質相，即表示上述的bccFe的微細結晶粒沒有結晶化。此時，如圖表明，導磁率μ’僅測定極低值，其結果可以說認識到本發(fā)明的bccFe相的重要性。
另一方面，對于圖95的頑磁力Hc，表明是在39～2455mOe的范圍內(nèi)觀察的。作為軟磁特性特別優(yōu)良的部分是熱處理溫度Ta在550℃附近且升溫速度在100℃/分鐘的交差部分。在該地點，頑磁力Hc是39mOe。另外，從該圖觀察到幾乎所有的區(qū)域都為5OmOe左右，可以說整體是良好的，但與上述導磁率μ’場合相同地，關于試料全體都成為非晶質相，測定百～千級別的頑磁力Hc是不好的。
以下，對于圖96和圖97以后的圖加以說明。圖96和圖97以后，如上所述，表示了達到熱處理溫度Ta后的保持時間依次變化時，導磁率μ’及頑磁力Hc以℃那樣地進行測定的結果。具體地，圖96和圖97將保持時間設成5分鐘，圖98和圖99設成10分鐘，圖100和圖101設成30分鐘，圖102和圖103設成60分鐘。
對于圖96的導磁率μ’，噴出溫度在1320℃時，熱處理溫度Ta在500～600℃附近且升溫速度在30～90℃/分鐘左右交差部位另外，噴出溫度在1280℃時，在比上述規(guī)定的區(qū)域還窄的區(qū)域，顯示透磁率μ’為50000左右。
首先，在圖97中，在噴出溫度為1320℃下，熱處理溫度Ta在530℃附近，且升溫速度為40～100℃/分鐘左右的交差部位時，頑磁力Hc顯示40mOe左右。噴出溫度在1280℃時，與圖96的導磁率μ’相同，最適宜的區(qū)域變成稍窄。
可是，圖96和圖97中顯而易見的是消滅上述“amor.”區(qū)域。這對于圖98以后的也是一樣的。即，由此可推測，上述“amor.”區(qū)域產(chǎn)生的理由是在圖2和圖95的低熱處理溫度中，為了bccFe的結晶成長，從外部不能給予充分能量。
對于圖98的導磁率μ’，在噴出溫度為1320℃時，熱處理溫度Ta為500～600℃左右、升溫速度為20～200℃/分鐘左右，觀測到50000左右的測定值，表明是良好的；在噴出溫度為1280℃時，與圖96相同，仍然在比其稍窄的區(qū)域測定到良好的值。
圖99的頑磁力Hc，在噴出溫度為1320℃時，在熱處理溫度Ta為510～540℃附近且升溫速度為20～100℃/分鐘時，可測出40mOe左右，是良好的。在噴出溫度1280℃下，雖然不能測定到40mOe以下的頑磁力Hc，但大體上可以說與噴出溫度為1320℃時相同。
對于圖100的導磁率μ’，熱處理溫度Ta在510～550℃左右、升溫速度為20～200℃/分鐘左右是最好的。另外，對于圖101的頑磁力Hc，在熱處理溫度Ta為510～580℃附近且升溫速度為40～200℃/分鐘左右交差的區(qū)域，可測到45mOe左右。
對于圖102的導磁率μ’，在噴出溫度1320℃下，熱處理溫度Ta為500～550℃左右、升溫速度為20～40℃/分鐘左右時，可觀測到50000左右的導磁率μ’。在噴出溫度1280℃下，也觀測到50000左右的導磁率μ’。
對于圖103的頑磁力Hc，在噴出溫度1320℃下，熱處理溫度Ta為500～600℃左右、升溫速度為20～200℃/分鐘左右時，是40～49mOe；噴出溫度即使是1280℃，在比上述稍窄的區(qū)域中也觀察到相同的頑磁力Hc。
圖104和圖105表示對于上述組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金，在保持時間0～60分鐘下，總結了熱處理溫度Ta及升溫速度和導磁率μ’(圖104)及頑磁力Hc(圖13)的關系。噴出溫度是1280℃。另外，圖106和圖107是從圖104和圖105，僅對于保持時間為0、10、60分鐘進行選擇的。圖108和圖109，同樣是僅對于保持時間為5、30分鐘進行選擇的。另外，圖11O至圖115，是在噴出溫度為1320℃時，與圖104至圖109相同意義的圖。
這些圖表明導磁率μ’的特別良好的范圍是與保持時間的長短無關，噴出溫度在1280℃時，熱處理溫度Ta為500～560℃附近、升溫速度是40～100℃/分鐘左右的交差區(qū)域(導磁率μ’＝50000)。另外，表明噴出溫度在1320℃時，在上述圖94至圖103的說明中也涉及到了，但比噴出溫度在1280℃時的良好范圍還要寬。另外，從總的看，可明確地表明幾乎所有區(qū)域的導磁率μ’都超過30000左右。
對于頑磁力Hc，特別優(yōu)選的范圍是在噴出溫度為1280℃時，熱處理溫度Ta為520～560℃、升溫速度為100℃/分鐘左右的交差區(qū)域(頑磁力Hc≈40mOe)。另外，在噴出溫度1320℃時，與導磁率μ’相同，比噴出溫度1280℃時的范圍寬。特別是可以看到升溫速度適宜范圍擴大。另外，也表明頑磁力Hc是50mOe左右，是在比較寬的范圍內(nèi)分布著。
從這些圖可看到，保持時間的長短對其導磁率μ’及頑磁力Hc的影響，但隨著保持時間變長，有適宜范圍變窄的傾向。例如，若噴出溫度為1280℃下保持時間達到30分鐘以上，則不存在50000的區(qū)域。
由以上表明，在與噴出溫度、保持時間無關，要得到良好的導磁率μ’及頑磁力Hc時，只要熱處理溫度Ta控制在大致490℃以上、670℃以下，最優(yōu)選的是500℃以上、560℃以下，另外升溫速度在大致10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下，最優(yōu)選的是30℃/分鐘以上100℃/分鐘以下即可。
另外，此時升溫速度的下限是10℃/分鐘或30℃/分鐘，所以可具有以下兩個優(yōu)點。即，第一，即使升溫速度是如上述的小值，也可制成優(yōu)良的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金，這樣可使熱處理爐等設備價廉。第二，熱處理工序中的合金是慢慢加熱的，所以可實施全體上無斑紋的熱處理。由此可見，在設定升溫速度時，要盡可能地選擇使其變慢的條件。
至此說明的圖的合金組成Fe85.5Zr2Nb4B8.5是相當于上述第一場合的合金。即，由于b＝85.5≥80原子％、x＝2、y＝4，所以x+y是5原子％以上、7.5原子％以下；另外，x/(x+y)是1.5/6以下、2.5/6以下且5原子％≤β＝8.5≤12.5原子％，所以它完全滿足第一合金的條件。另外，本組成的合金的Zr的組成比與Nb的組成比的總量是6原子％，這也符合與總量有關的上述“最好的條件(5.7原子％以上6.5原子％以下)”。
圖116和圖117是表示測定熱處理溫度Ta及升溫速度，組成為Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金的導磁率μ’(圖30)及頑磁力Hc(圖31)的關系的結果。另外，保持時間為5分鐘，圖中的粗實線表示噴出溫度為1260℃，細實線為1300℃。
圖118和圖119是與上述相同意義的圖，但在合金的組成為(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1，這點上是不同的。另外，以下圖120和圖121，以及圖122和圖123表明，合金組成的Zn量是逐漸增加的，在(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)98Zn2、(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)97Zn3分別成為對象的合金組成，表示與這些有關的導磁率μ’及頑磁力Hc。
可是，這是對于上述合金組成的(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1、(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)98Zn2及(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)97Zn3的Zn量，是指制造該合金時，分別“投入”1原子％、2原子％及3原子％的Zn。即，不是指這些合金中“所含”上述各原子％的Zn。如上所述，在制造含Zn的合金時，Zn幾乎要蒸發(fā)消失掉，投入量的一部分僅作為合金殘存著。另外，該合金中實際含有的Zn量如表8所示。
表8Zn分析結果
<p>如表8所示，在Fe85.5Zr2Nb4B8.5時的Zn投入量為1原子％時，殘存0.056原子％的Zn，同樣，2原子％時是0.108原子％，3原子％時分別殘存0.133～0.141原子％的Zn。而且，這些值是相當對于上述第三場合的合金說明時的“z”。另外，這些值當然是滿足上述條件，即0.025原子％以上0.2原子％以下的。另外，表8是表示圖32至圖37有關的某組成以外的，但這些數(shù)據(jù)也可在以后的有關含Zn合金的各個特性的說明時參照。
首先，圖116的導磁率μ’是在700～39800范圍內(nèi)進行測定，特別是導磁率μ’為35000以上(噴出溫度1260℃)的區(qū)域，成為處理溫度Ta在510℃～550℃左右、升溫速度在30～100乃至200℃/分鐘左右的交差部分。另外，圖117的頑磁力Hc是在46～754mOe范圍內(nèi)測定的，可以說熱處理溫度Ta為520℃左右以上、升溫速度為50～100乃至200℃/分鐘左右的交差部分是優(yōu)選的。
另一方面，圖118的導磁率μ’是在800～55700(大致30000以上)的范圍測定的，表明其最高值比上述圖116大。另外，對于圖119的頑磁力Hc為37～670mOe，其最小值比上述圖117小。這樣，通過添加Zn可提高軟磁特性，導磁率μ’、頑磁力Hc也都是良好的。
另外，關于圖118和圖119的特別良好的區(qū)域，可看到與圖116和圖117沒有大的不同。
對于圖120的導磁率μ’，其測定的最高值為57500，比以前的場合有些提高。另外，導磁率μ’在此時，大致是圖中所示的整個區(qū)域，觀察到40000左右乃至其以上的值，表明是良好的。另外，圖121的頑磁力Hc是在37～219mOe范圍內(nèi)測定的，其最小值多少降低一些。但可以說與圖119沒有大的區(qū)別，因此，在整體上是優(yōu)良的。
另外，圖122的導磁率μ’的最高值是52600，圖122的頑磁力Hc最小值是43mOe，這些也可以說與上述場合沒有大的不同。但是，在該場合，導磁率μ’比上述場合還稍微低，頑磁力Hc比上述場合稍微高，可以看到在整體上軟磁特性降低了一些。
另外，圖120至圖123的特別優(yōu)良的區(qū)域只要與噴出溫度無關，就與圖118和圖119相同，即與圖116和圖117沒有大的不同。
圖124和圖125，根據(jù)上述圖116至圖123所示的數(shù)據(jù)，噴出溫度是1260℃時，將Zn的投入量ζ是0、1、2及3歸納成一個圖，關于這個，表示了熱處理溫度Ta及升溫速度和導磁率μ’(圖124)及頑磁力Hc(圖125)的關系。另外，圖126和圖127與圖124和圖125意義相同，表示了噴出溫度1300℃時的導磁率μ’(圖126)和頑磁力Hc(圖127)。
將這些圖與以前相比較，容易看到添加Zn的效果。即，例如在圖124中，在不含Zn的組成的合金中，導磁率μ’是圍繞38000區(qū)域存在著，但ζ＝1時，出現(xiàn)45000的區(qū)域，在圖125中，對于不含Zn時，48mOe的領域是最低，在ζ＝1時出現(xiàn)38mOe的領域。另外，圖126和圖127中也是一樣的。
由此表明，添加Zn可提高軟磁特性，但與熱處理溫度Ta及升溫速度有關，可制成大致相同的優(yōu)良的合金。即，由此結果可以說，只要熱處理溫度Ta為510℃～550℃左右，升溫速度為30～100乃至200℃/分鐘左右就可以。
實施例7第二制造方法與實施例6相同地制造寬15mm、厚約20μm的合金薄帶。另外，急冷狀態(tài)的薄帶是由非晶質作為主體的合金構成的，但為了使bccFe的微細結晶粒析出，提高軟磁特性，進行加熱到結晶化溫度以上后冷卻的熱處理，得到高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金薄帶試樣和各比較例試樣。
由上述得到的軟磁合金薄帶試樣的導磁率μ’(復數(shù)導磁率的實數(shù)部)是將薄帶加工成外徑10mm、內(nèi)徑6mm的環(huán)狀，將其卷繞成層疊物，用阻抗分析器測定的。導磁率μ’的測定條件是5mOe、1KHz。另外，頑磁力Hc和飽和磁通密度B10是使用直流B-H環(huán)路描繪器在測定10Oe下進行測定的。
表9和表10是表示對于由上述工序得到的各個薄帶試樣，通過對熱處理前的合金(在冷卻輥上凝固后或急冷后或急冷狀態(tài)的合金)的X線衍射的bccFe相的(200)面有關的強度、頑磁力Hc[Oe]、飽和磁通密度B10[T]、殘留磁通密度Br[T]、導磁率μ’(復數(shù)導磁率的實數(shù)部)進行測定的結果(關于Ta及Tx1、Tx2、Tx1的內(nèi)容在以下加以說明)。另外，其中表10的“起始”是表示在冷卻輥上開始形成薄帶，即從噴嘴開始噴出金屬溶液以后制造的合金，“終結”是表示與此相反地終了時制造的合金。
表9
表10
<p>從這些表表明，在這所表示的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金的組成，相當于上述第一場合的。也就是，分別是Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85Zr2Nb4.5B8.5，其中的任一種都滿足上述第一合金的條件。以下，對于這些，以噴出溫度小于1350℃的和1350℃以上的對比作為中心進行研究。
首先，在Fe85Zr1.75Nb4.25B9組成的熱處理前的合金中，對于噴出溫度小于1350℃的，在起始側、終結側雙方進行X線衍射時，沒有檢測出因結晶相引起的峰。另一方面，對于噴出溫度在1350℃以上的，可觀察到來自bccFe相的(200)面的峰。在表1中，前者表示為“-”、后者表示為“XX”。另外，表示成“X”的，對于表示“XX”時不是強峰。
這表明若噴出溫度低于1350℃，制造的合金大致完全是非晶質，在與其相反的場合，與熱處理前無關成為其至少一部分已進行結晶化的狀態(tài)。在本發(fā)明中，熱處理前的合金組織是非晶質相，這是重要的，所以上述結果成為噴出溫度小于1350℃時可制成最優(yōu)選的合金的一個證據(jù)。
另外，對于頑磁力Hc，在噴出溫度小于1350℃時，是0.038～0.044(起始側)、0.038～0.044(終結側)，在同樣的1350℃以上時是0.76～0.086(起始側)、0.049～0.078(終結側)的同時，對于導磁率μ’，噴出溫度小于1350℃時，是40968～49672(起始側)、41508～49649(終結側)，在同樣的1350℃以上時是23812～24739(起始側)、25594～38191(終結側)，可明確地表明噴出溫度小于1350℃時可制造優(yōu)良的合金。進而，在這些噴出溫度小于1350℃時的飽和磁通密度B10不管起始側還是終結側，可大致確認都是1.5T以上的，所以說在這些上也具有優(yōu)良的軟磁特性。
此外，如表9和表10表明，F(xiàn)e85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85Zr2Nb4.5B8.5可以說也與上述大致相同。即，若噴出溫度小于1350℃，可制造頑磁力小、導磁率大，且具有充分的飽和磁通密度的發(fā)揮優(yōu)良軟磁特性的合金。
但是，表9中的Tx1[℃]是表示bccFe的結晶化溫度、Tx2[℃]是表示從Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度。進而，Tx1[℃]是取上述Tx1和Tx2的中間值的其它化合物相的結晶化溫度。這些Tx1、Tx2和Tx1是如上述決定與熱處理有關參數(shù)的因子。即如上述優(yōu)選的是做成ΔTx＝Tx2-Tx1＝Tx1’-Tx1≥200℃。
表9和表10的各組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金，滿足ΔTx≥200℃的同時，對于Ta也滿足上述條件。即，表明有關這些合金的熱處理，是可適宜地進行的。
接著，對于表11、表12、表13及表14加以說明。由于在這些表中所述的各合金都不含Zn，所以可以說是相當于上述第一場合的合金。另外，在這些表中，所有的場合噴出溫度都小于1350℃。
表11<
<p>表12
表14
<p>首先是頑磁力Hc，但若綜合地觀察表11、表12、表13及表14，表明在0.038～0.116(Oe起始側)及0.043～0.114(Oe終結側)的范圍。另外，在其中，其幾乎所有場合都是0.04(Oe)左右的值。接著，是飽和磁通密度B10，但它們幾乎所有場合都是1.5T以上(成為1.5T以下的，只是表11及表12的薄帶LotRQ6-108、同樣的RQ6-111中任何的終結側、表13及表14同樣的RQ6-148的起始側)。進而，對于導磁率μ’，雖然有若干例外的，但幾乎都成為超過30000的值。
其結果表明，由這些表所示的噴出溫度小于1350℃制成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金，可作為軟磁特性優(yōu)良的合金進行制造。另外，在該場合，也與結晶化溫度Tx1、Tx2等、熱處理溫度Ta有關，做成滿足表9所述的上述條件。
可是，認為在表9～表14中顯示出特別優(yōu)良的軟磁特性的，例如可舉出表9及表10的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5，表11及表12的Fe85.25Zr1.75Nb4.25B8.75、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25，表13及表14的Fe86Zr2.25Nb3.75B8、Fe85.62Zr2Nb4B8.38等。在這些場合表明，Zr的組成比和Nb的組成比的總量是6原子％。
以下，對于表15和表16加以說明。表15和表16表明，對于含Zn組成的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金，即上述第二至第三場合的合金的薄帶試樣，與上述表1至表6中說明的相同，測定頑磁力Hc、飽和磁通密度B10、導磁率μ’等的各特性的結果。
表15
表16
<p>可是，對于表15和表16所述的組成式的Zn量，但其下標所述的“1”、“2”、“3”是指制造該合金時，分別為1原子％、2原子％及3原子％的Zn“被加入”之意。即，不是指這些合金中“所含”上述各原子％份的Zn之意。如上所述，在制造含Zn的合金時，Zn幾乎蒸發(fā)消失掉，其加入量的一部分僅作為合金殘存著。另外，實際該合金所含的Zn量如表8所示。
另外，在表15和表16中表明在所有場合，噴出溫度都小于1350℃，其結果，頑磁力Hc為0.037～0.131(起始側)、0.040～0.140(終結側)，飽和磁通密度B10為1.59以上(起始側)、1.52以上(終結側)，導磁率μ’為23088～63337(起始側)、20936～55250(終結側)。與導磁率μ’有關，如現(xiàn)在說明的，也可散見20000左右，但總體上占優(yōu)勢的是30000左右以上或40000～50000的。因此，在該表15和表16表明，無論怎樣，都可制成具有優(yōu)良的軟磁特性的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁合金。
另外，(200)面引起的峰，除了薄帶LotRQ6-172、RQ6-170之外的所有場合都觀察不到，因此，在此所述的試樣，幾乎都呈現(xiàn)出非晶質相作為主體的優(yōu)良的組織。
進而，即使在表15和表16場合也滿足與結晶化溫度Tx1、Tx2或熱處理溫度Ta等有關的上述條件。
實施例8第三制造方法與實施例1相同地制作Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe78Si9B13(市售品非晶質合金)組成的急冷狀態(tài)的薄帶后，進行第一熱處理。另一方面，與實施例5相同，制作Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12、(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13組成的急冷狀態(tài)的薄帶后，進行第一熱處理后，降到室溫。
在此，薄帶的第一熱處理條件，對于Fe85.5Zr2Nb4B8.5、(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12、(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13，是在升溫速度180℃/分鐘、保持時間5分鐘、保持溫度分別為510℃、525℃、510℃的條件下進行的。對于Fe78Si9B13，是在升溫速度180℃/分鐘，保持時間120分鐘，保持溫度350℃的條件下進行的。
接著，在空氣中，對于得到的各薄帶進行第二熱處理，此時，測定將保持溫度320℃下、保持時間在0～100小時的范圍內(nèi)變動時的各試樣的頑磁力、導磁率、B10和Br(殘留磁化)。另外，研究這些磁特性的第二熱處理時間依存性。此時的磁特性的第二熱處理時間依存性，研究了第二熱處理時間(保持時間)和頑磁力、導磁率、B10和Br(殘留磁通密度)的變化率。此時的B10與飽和磁通密度大致相同。另外，此時的薄帶的第二熱處理條件，將從室溫升溫到保持溫度為320℃時的升溫速度做成20℃/分鐘。其結果如表17至表20所示。另外，圖128表示頑磁力(Hc)的第二熱處理時間依存性。圖129表示導磁率的第二熱處理時間依存性。表17至表20及圖128至圖129表示，各磁特性的變化率是以第二熱處理時間為0小時，即以不進行第二熱處理時的磁特性作為基準，對此的變化率。
表17
<p>表18
<p>表19
表20<
<p>如表17和圖128所示的結果表明，將Fe78Si9B13(市售品非晶質合金)組成的急冷狀態(tài)的薄帶，進行上述第一熱處理后，進行上述第二熱處理的，其頑磁力幾乎都大于0.05Oe，另外，隨著第二熱處理時間變長，頑磁力大幅度地變化。相反地，將本發(fā)明的組成范圍的Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13組成的急冷狀態(tài)的薄帶分別進行上述第一熱處理后，將進行上述第二熱處理1小時以上的，與不進行的相比較，頑磁力變小。由此表明，對于在本發(fā)明組成范圍內(nèi)，且實施本發(fā)明制造方法的試樣，頑磁力變小，在Fe78Si9B13組成的比較例試樣中，頑磁力大幅度地變差。因此，從該結果表明，可適用本發(fā)明制造方法的是具有微細的結晶結構的合金，優(yōu)選的是本發(fā)明組成范圍內(nèi)的合金。
如表18和圖129所示的結果表明，在將Fe78Si9B13(市售品非晶質合金)組成的急冷狀態(tài)的薄帶進行上述第一熱處理后，進行上述第二熱處理的，其導磁率在5200以下，另外，隨著第二熱處理時間變長，導磁率大幅度地變化。與此相反，將本發(fā)明組成范圍的Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13組成的急冷狀態(tài)的薄帶，分別進行第一熱處理后，進行上述第二熱處理的，其導磁率μ’大到38500以上，另外，第二熱處理時間變長，導磁率的變化率小。由此，將表17和圖128的結果綜合考慮表明，在本發(fā)明組成的范圍內(nèi)，且實施本發(fā)明的制造方法的試樣，頑磁力變小，導磁率提高或保持高值，所以軟磁特性提高。與此相反，F(xiàn)e78Si9B13組成的比較例試樣，如果用本發(fā)明的制造方法，導磁率大幅度地變差，所以本發(fā)明制造方法可很好地適用于具有微細結晶結構的合金，優(yōu)選的是本發(fā)明組成范圍的合金。
如表19所示結果表明，將Fe78Si9B13(市售品非晶質合金)組成的急冷狀態(tài)的薄帶進行上述第一熱處理后，進行第二熱處理的，B10小于1.57以下，另外，B10的變化率小。與此相反，將本發(fā)明組成范圍內(nèi)的Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13組成的急冷狀態(tài)的薄帶，分別進行上述第一熱處理后，進行第二熱處理的，表明B10大到1.57以上，另外，即使第二熱處理時間變長，變化率也小。由此表明，在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，且實施本發(fā)明的第三制造方法的試樣，保持著比Fe78Si9B13組成的比較例試樣遠遠大的飽和磁通密度。
如表20所示結果表明，將Fe78Si9B13(市售品非晶質合金)組成的急冷狀態(tài)的薄帶，進行上述第一熱處理后，進行上述第二熱處理的，隨著第二熱處理時間變長，殘留磁通密度大幅度地變化。與此相反，將本發(fā)明組成范圍內(nèi)的Fe85.5Zr2Nb4B8.5組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12組成的急冷狀態(tài)的薄帶，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13組成的急冷狀態(tài)的薄帶分別進行上述第一熱處理后，進行第二熱處理的，即使第二熱處理時間變長，殘留磁通密度的變化率也小。由此，在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，且實施本發(fā)明的第三制造方法的試樣，可提高軟磁特性，且提高殘留磁通密度。與此相反，F(xiàn)e78Si9B13組成的比較試樣，若適用本發(fā)明的制造方法，雖然可提高殘留磁通密度，但軟磁特性大幅度地變差。
從圖128和圖129及表17至表20的結果看，只要將本發(fā)明的制造方法適用于具有微細的結晶結構的合金，優(yōu)選的是適用于本發(fā)明的組成范圍所示的合金，就可保持高導磁率、飽和磁通密度、殘留磁通密度，使頑磁力變小。
另外，同時表明，只要適用本發(fā)明的制造方法，只要是第二熱處理溫度以下的熱也可提供時效變化小的軟磁合金。
權利要求
1.高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是將非晶質相作為主體的合金進行熱處理，做成組織的50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe相作為主體的微細結晶質組織，且由下式組成構成的，F(xiàn)eaZrxNbyBz但是，表示組成比的a、x、y、z是80原子％≤a、5原子％≤x+y≤7原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、5原子％≤z≤12.5原子％。
2.根據(jù)權利要求1所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，表示組成比的a、x、y、z是83原子％≤a、5.7原子％≤x+y≤6.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、6原子％≤z≤9.5原子％。
3.根據(jù)權利要求1所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是將上述bcc-Fe相的結晶化溫度作為Tx1、從Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度作為Tx2，將結晶化溫度的間隔(ΔTx)做成ΔTx＝Tx2-Tx1時，200℃≤ΔTx。
4.根據(jù)權利要求1所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其飽和磁通密度是1.5T以上、在頻率50Hz下外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下、在200℃下500小時時效的前后的鐵損變化率是10％以下。
5.根據(jù)權利要求1所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其破壞應變是1.0×10-2以上。
6.高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是由下式表示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成、其余部分由非晶質合金相構成、上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致是非晶質相的單相組織后，使上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、x、y、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％。
7.根據(jù)權利要求6所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是在上述高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，在320℃下加熱100小時，鐵損的變化率20％以下，飽和磁通密度1.5T以上，導磁率30000以上。
8.根據(jù)權利要求6所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其破壞應變是10×10-3以上。
9.高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是由下式所示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的一種或兩種，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種元素，M’是從Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種元素，表示組成比的a、b、x、y、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、u≤5原子％。
10.根據(jù)權利要求9所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是在上述高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，在320℃下加熱100小時的鐵損變化率20％以下，飽和磁通密度1.5T以上，導磁率30000以上。
11.根據(jù)權利要求9所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其破壞應變是10×10-3以上。
12.高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，含有Fe、Zr、Nb和B，進而添加Zn，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分是由非晶質合金構成。
13.根據(jù)權利要求12所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是在上述高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金中，在320℃下加熱100小時的鐵損變化率20％以下，飽和磁通密度1.5T以上，導磁率30000以上。
14.根據(jù)權利要求12所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是由下式所示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分是由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致是非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnz其中，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種、表示組成比的a、b、x、y、t、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％、5原子％≤t≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、5.0原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6。
15.根據(jù)權利要求12所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其是由下式所示的組成而構成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致是非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種、M’由從Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上元素，表示組成比的a、b、x、y、t、z、u是a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％、5原子％≤t≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、u≤5原子％、5.0原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6。
16.根據(jù)權利要求12所述的高飽和磁通密度低鐵損Fe基軟磁性合金，其特征在于，其破壞應變是1.0×10-2以上。
17.低鐵損磁芯，其特征在于，其是將非晶質作為主體的合金進行熱處理，組織的50％以上做成平均結晶粒徑100nm以下的bcc-Fe相作為主體的微細結晶質組織，且由下式表示的組成的低鐵損Fe基軟磁性合金構成，F(xiàn)eaZrxNbyBz但是，表示組成比的a、x、y、z是80原子％≤a、5原子％≤x+y≤7.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、5原子％≤z≤12.5原子％。
18.根據(jù)權利要求17所述的低鐵損磁芯，其特征在于，上述低鐵損Fe基軟磁性合金組成比的a、x、y、z是83原子％≤a、5.7原子％≤x+y≤6.5原子％、1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6、6原子％≤z≤9.5原子％。
19.根據(jù)權利要求17所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是將上述低鐵損Fe基軟磁性合金的上述bcc-Fe相的結晶化溫度作為Tx1，將從Tx1在高溫側結晶化的化合物相的結晶化溫度作為Tx2，結晶化溫度的間隔(ΔTx)作為ΔTx＝Tx2-Tx1時，200℃≤ΔTx。
20.根據(jù)權利17所述的低鐵損磁芯，其特征在于，使用低鐵損Fe基軟磁性合金該合金的飽和磁通密度是1.5T以上，在頻率50Hz下外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下，200℃下500小時時效前后的鐵損變化率是10％以下。
21.根據(jù)權利要求17所述的低鐵損磁芯，其特征在于，由破壞磁應變1.0×10-2以上的低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶構成的。
22.根據(jù)權利要求17所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是將上述低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶形成的環(huán)狀體層疊一個或兩個以上而成的。
23.根據(jù)權利要求17所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是將上述低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶卷繞成環(huán)狀環(huán)構成的。
24.低鐵損Fe基軟磁性合金組成的低鐵損磁芯，其特征在于，具有下式表示的組成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、x、y、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％。
25.根據(jù)權利要求24所述的低鐵損Fe磁芯，其特征在于，使用低鐵損Fe基軟磁性合金，其中，在上述低鐵損磁芯中，在200℃下加熱500小時的鐵損變化率10％以下，飽和磁通密度1.5T以上，在頻率50Hz下外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下。
26.根據(jù)權利要求24所述的低鐵損磁芯，其特征在于，上述低鐵損Fe基軟磁性合金的破壞應變是1.0×10-2以上。
27.根據(jù)權利要求24所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是將由上述低鐵損Fe基軟磁性薄帶形成的環(huán)狀體層疊一個或兩個以上而成的。
28.根據(jù)權利要求24所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是將上述低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶卷繞，做成環(huán)狀環(huán)構成的。
29.低鐵損磁芯，其特征在于，由低鐵損Fe基軟磁性合金構成，該合金是具有下式所示的組成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致非晶質相單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，Q是從Co、Ni中的一種或它們兩種，M是從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中選出的一種或兩種以上的元素，M’是從Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、x、y、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、5原子％≤x≤12.5原子％、5原子％≤y≤7.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、u≤5原子％。
30.根據(jù)權利要求29所述的低鐵損Fe磁芯，其特征在于，使用低鐵損Fe基軟磁性合金，其中，在上述低鐵損磁芯中，在200℃下加熱500小時的鐵損變化率是10％以下，飽得磁束密度是1.5T以上，在頻率50Hz下外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下。
31.根據(jù)權利要求29所述的低鐵損磁芯，其特征在于，上述低鐵損Fe基軟磁性合金的破壞應變是1.0×10-2以上。
32.根據(jù)權利要求29所述的低鐵損磁芯，其特征在于，將上述低鐵損Fe基軟磁性薄帶形成的環(huán)狀體層疊一個或兩個以上。
33.根據(jù)權利要求29所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是由卷繞上述低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶，做成環(huán)狀環(huán)構成的。
34.低鐵損磁芯，其特征在于，由低鐵損Fe基軟磁性合金構成，該合金含有Fe、Zr、Nb及B，進而添加Zn，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金構成。
35.根據(jù)權利要求34所述的低鐵損磁芯，其特征在于，由低鐵損Fe基軟磁性合金構成，該合金具有下式所示的組成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金急冷，做成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后，冷卻、析出的，(Fe1-aQa)bZrcNbdBxZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種，表示組成比的a、b、c、d、x、z是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤c≤2.5原子％、3.5原子％≤d≤5.0原子％、5原子％≤x≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、5.0原子％≤c+d≤7.5原子％、1.5/6≤c/(c+d)≤2.5/6。
36.根據(jù)權利要求34所述的低鐵損磁芯，其特征在于，由低鐵損Fe基軟磁性合金構成，該合金具有下式所示的組成，組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe的微細結晶粒構成，其余部分由非晶質合金相構成，上述bccFe的微細結晶粒是將合金進行急冷，做成大致非晶質相的單相組織后，將上述非晶質相加熱到結晶化溫度以上后、冷卻，析出的，(Fe1-aQa)bZrcNbdBxZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的任何一種或它們兩種，M’是由Cr、Ru、Rh、Ir中選出的一種或兩種以上的元素，表示組成比的a、b、c、d、x、z、u是0≤a≤0.05、80原子％≤b、1.5原子％≤c≤2.5原子％、3.5原子％≤d≤5.0原子％、5原子％≤x≤12.5原子％、0.025原子％≤z≤0.2原子％、u≤5原子％、5.0原子％≤c+d≤7.5原子％、1.5/6≤c/(c+d)≤2.5/6。
37.根據(jù)權利要求34所述的磁芯，其特征在于，使用低鐵損Fe基軟磁性合金，其中，在上述低鐵損磁芯中，在200℃下加熱500小時的鐵損變化率在10％以下，飽和磁通密度1.5T以上，頻率在50Hz下外加1.4T的磁通時的鐵損是0.15W/kg以下。
38.根據(jù)權利要求34所述的低鐵損磁芯，其特征在于，上述低鐵損Fe基軟磁性合金的破壞應變是1.0×10-2以上。
39.根據(jù)權利要求34所述的低鐵損磁芯，其特征在于，將上述低鐵損Fe基軟磁性薄帶形成的環(huán)狀體層疊一個或兩個以上而成的。
40.根據(jù)權利要求34所述的低鐵損磁芯，其特征在于，其是由卷繞上述低鐵損Fe基軟磁性合金薄帶，做成環(huán)狀環(huán)構成的。
41.Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，將Fe作為主成份，將含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素M和B的合金溶液進行急冷，做成大致非晶質單相組織后，進行將達到規(guī)定的熱處理溫度的升溫速度做成10℃/分鐘以上200℃/分鐘以下的熱處理，并生成組織的至少50％以上由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe作為主成份的微結晶粒構成，其余部分由非晶質相構成的組織。
42.根據(jù)權利要求41所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，將使上述bccFe的微細結晶粒結晶化時的熱處理工序所規(guī)定的熱處理溫度設定在490℃以上、670℃以下。
43.根據(jù)權利要求42所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，將上述規(guī)定的熱處理溫度設定在500℃以上、560℃以下。
44.Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，將Fe作為主成份，將含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素M和B的合金熔融在坩堝中的金屬溶液，在低于1350℃的溫度下，從噴嘴噴到冷卻輥，在該冷卻輥上急冷凝固，形成非晶質作為主體的薄帶，在結晶化溫度以上的溫度下進行熱處理，具有組織的至少50％以上是由平均結晶粒徑100nm以下的bccFe作為主體的微結晶粒構成，其余部分是非晶質相的組織。
45.根據(jù)權利要求44所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，上述金屬溶液的噴出溫度是1240℃以上。
46.Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，將以Fe為主成份，含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中選出的一種或兩種以上的元素M和B的非晶質合金，通過第一熱處理，做成以平均結晶粒徑30nm以下的微細bcc結構的Fe結晶粒作為主體并含非晶質相的微結晶合金后，以100℃以上、上述第一熱處理溫度的保持溫度以下的保持溫度，進行第二熱處理。
47.根據(jù)權利要求46所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，上述第二熱處理的保持溫度是200～400℃。
48.根據(jù)權利要求46所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，其是將上述第二熱處理保持0.5～100小時而進行的。
49.根據(jù)權利要求48所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，其是將上述第二熱處理保持1～30小時而進行的。
50.根據(jù)權利要求46所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，上述第一熱處理是以10～200℃/分鐘的升溫度進行的。
51.根據(jù)權利要求46所述的Fe基軟磁性合金的制造方法，其特征在于，上述第一熱處理的保持溫度是500～800℃。
全文摘要
本發(fā)明涉及含有Fe
文檔編號H01F1/12GK1253364SQ9912249
公開日2000年5月17日 申請日期1999年11月10日 優(yōu)先權日1998年11月10日
發(fā)明者牧野彰宏, 尾藤輝夫, 村上潤一, 山本豐, 小島章伸, 高館金四郎, 井上明久, 增本健 申請人:阿爾卑斯電氣株式會社, 井上明久, 增本健