JP2002226956A - 非晶質軟磁性合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 軟磁気特性に優れ、かつ磁気コア等に用いた
場合でも磁気特性の劣化が小さな非晶質軟磁性合金を提
供する。 【解決手段】 ΔＴxが２０Ｋ以上で非晶質相を主相と
する組織からなり、下記(１)〜(４)の組成式の非晶質軟
磁性合金を採用する。 (１) Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wXt (２)(Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wXt (３) Ｆｅ_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_wXt (４)(Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_z
Ｂ_wXt この合金はＦｅ単独またはＦｅと元素Ｔとが７０原子％
以上７９原子％以下、Ａｌが０原子％以上１０原子％以
下、Ｐ、Ｃ、Ｂ、(Ｓｉ)が１１原子％以上３０原子％以
下なので、飽和磁化が１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以
上になり、優れた軟磁気特性を示す非晶質合金を構成で
きる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、非晶質軟磁性合金
に関するものであり、特に、ガスアトマイズ法及び水ア
トマイズ法により製造可能な非晶質軟磁性合金に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】従来から、ＴＭ-Ａｌ-Ｇａ-Ｐ-Ｃ-Ｂ-Ｓ
ｉ系等(ＴＭはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の遷移金属元素)の組
成からなる合金は、合金溶湯を急冷することにより非晶
質相を形成し、これらは非晶質軟磁性合金を形成するも
のとして知られている。特に、この非晶質軟磁性合金の
うち特定の組成のものは、結晶化の前の温度領域におい
て広い過冷却液体の状態を有し、いわゆる金属ガラス合
金(glassy alloy)を構成するものとして知られている。
この金属ガラス合金は優れた軟磁気特性を示すととも
に、液体急冷法で製造した非晶質軟磁性合金の薄帯に比
べてはるかに厚いバルク状の板厚材を形成することが可
能である。

【０００３】ところで、従来から金属ガラス合金は、単
ロール法に例示される液体急冷法等の手段によって製造
するために、合金自体の非晶質形成能がある程度高いこ
とが必要とされている。従って、金属ガラス合金の開発
は、合金の非晶質形成能の向上を主目的とし、この目的
を達成し得る合金組成の探索という視点で進められてい
る。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、合金の非晶質
形成能を高くさせ得る組成は、必ずしも軟磁気特性を高
くさせ得る合金組成に一致するものではないので、高飽
和磁化及び軟磁気特性の向上のために更なる改良の余地
が残されている。

【０００５】また、金属ガラス合金は、従来から単ロー
ル法等によって製造されており、厚さが数十〜数百μｍ
程度の薄帯の形態のものが得られている。この薄帯状の
金属ガラス合金をトランスやチョークコイル等の磁気コ
アに適用する場合には、一例として、薄帯を粉砕して粉
体とし、この粉体に樹脂等の結着材を混合し、所定の形
状に固化成形することにより磁気コアを製造している。
ここで得られる粉体は薄帯を粉砕して得られたものであ
るため、薄片状のいびつな形状の粒子が多量に含まれて
おり、そのため磁気コアの成形密度が低く、粉末同士の
絶縁を確保しにくいため、磁気コア自体の磁気特性が劣
化する場合があった。

【０００６】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
であって、合金組成を最適化によって、高い飽和磁化を
有すると共に軟磁気特性に優れ、かつ磁気コア等に用い
た場合でも磁気特性の劣化が小さな非晶質軟磁性合金を
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。本発明の非晶質
軟磁性合金は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開
始温度を示し、Ｔgはガラス遷移温度を示す。)の式で表
される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶
質相を主相とする組織からなり、下記の組成式で表され
ることを特徴とする。 Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔ
は、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原
子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦
１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦
(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１１原子
％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％である。

【０００８】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、ΔＴ
x＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度を示し、Ｔgは
ガラス遷移温度を示す。)の式で表される過冷却液体の
温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組
織からなり、下記の組成式で表されることを特徴とす
る。 (Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種また
は２種の元素であり、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０原子％≦ｘ≦１０
原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１
１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦
ｔ≦８原子％、７０原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ
−ｔ)≦７９原子％、１１原子％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦３０
原子％である。

【０００９】更に、本発明の非晶質軟磁性合金は、ΔＴ
x＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度を示し、Ｔgは
ガラス遷移温度を示す。)の式で表される過冷却液体の
温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組
織からなり、下記の組成式で表されることを特徴とす
る。 Ｆｅ_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔ
は、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子
％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．
５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦
８原子％、７０原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)
≦７９原子％、１１原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％
である。

【００１０】そして、本発明の非晶質軟磁性合金は、Δ
Ｔx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開始温度を示し、Ｔg
はガラス遷移温度を示す。)の式で表される過冷却液体
の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶質相を主相とする
組織からなり、下記の組成式で表されることを特徴とす
る。 (Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_w
Ｘ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種また
は２種の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦
１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％
≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子
％≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１１
原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％である。

【００１１】また、本発明の非晶質軟磁性合金は、先の
いずれかに記載の非晶質軟磁性合金であって、合金の融
点をＴmとしたとき、Ｔg／Ｔm≧０．５７であるととも
に、飽和磁化σsが１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上
であることを特徴とする。

【００１２】上記の非晶質軟磁性合金によれば、磁性を
示すＦｅ及び元素Ｔと、非晶質形成能を有するＰ、Ｓ
ｉ、Ｃ、Ｂといった半金属元素とを具備しているので、
非晶質相を主相とするとともに優れた軟磁気特性を示す
非晶質軟磁性合金を構成することが可能となり、またＡ
ｌは非晶質形成能を高める作用があるので、組織全体が
完全に非晶質相である非晶質軟磁性合金を構成すること
が可能になる。そして、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの
合計の組成比を７０原子％以上７９原子％以下とし、Ａ
ｌを０原子％以上１０原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、
(Ｓｉ)の合計を１１原子％以上３０原子％以下とするこ
とにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上にするとともに、飽
和磁化σsを１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にする
ことが可能になる。尚、Ｔg／Ｔmはいわゆる換算ガラス
化温度と呼ばれるもので、非晶質軟磁性合金の非晶質形
成能の程度を示す指標であり、このＴg／Ｔmが０．５７
以上と比較的高いので、ガスアトマイズ法等の手段によ
り非晶質相を主相とする組織の合金を容易に得ることが
可能になる。また、ＣｒまたはＭｏ、Ｖを添加すること
により、非晶質軟磁性合金の耐食性を向上させることが
可能になる。

【００１３】また、少なくともＦｅとＰ、Ｃ、Ｂとを含
む上記の非晶質軟磁性合金の前記組成比ｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｔの好ましい範囲は、０原子％≦ｘ≦６原子％、２
原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子
％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子
％、７６原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９
原子％、１８原子％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦２４原子％の範囲
である。また、少なくともＦｅとＰ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを
含む上記の非晶質軟磁性合金の前記組成比ｘ、ｖ、ｚ、
ｗ、ｔの好ましい範囲は、０原子％≦ｘ≦６原子％、２
原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子
％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子
％、７６原子％≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９
原子％、１８原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦２４原子％の範囲
である。

【００１４】そして、上記の好ましい組成の非晶質軟磁
性合金においては、合金の融点をＴmとしたとき、Ｔg／
Ｔm≧０．５７であるとともに、飽和磁化σsが２００×
１０ ^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であることを特徴とする。

【００１５】かかる非晶質軟磁性合金によれば、Ｆｅ単
独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を、７６原子％以
上７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上６原子％以
下とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、(Ｓｉ)の合計を１８原子％以上２
４原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以
上にするとともに、飽和磁化σsを２００×１０^-6Ｗｂ
・ｍ／ｋｇ以上にすることが可能になる。

【００１６】更に、少なくともＦｅと、Ｐ、Ｃ、Ｂとを
含む上記の非晶質軟磁性合金の前記組成比ｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｔのより好ましい範囲は、０原子％≦ｘ≦５原子
％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．
５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦
３原子％、７７原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)
≦７９原子％、１８原子％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦２３原子％
の範囲である。また、少なくともＦｅと、Ｐ、Ｃ、Ｂ、
Ｓｉとを含む上記の非晶質軟磁性合金の前記組成比ｘ、
ｖ、ｚ、ｗ、ｔのより好ましい範囲は、０原子％≦ｘ≦
５原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦
１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％
≦ｔ≦３原子％、７７原子％≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−
ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦２
３原子％の範囲である。

【００１７】また、上記の非晶質軟磁性合金の組成を表
す組成比ｔは、２原子％≦ｔ≦８原子％の範囲であって
も良く、２原子％≦ｔ≦４原子％の範囲であっても良
く、２原子％≦ｔ≦３原子％の範囲であっても良い。組
成比ｔが２原子％以上であれば、合金の耐食性をより向
上させることができ、また組成比ｔが４原子％以下であ
れば磁気特性を向上させることができ、組成比ｔが３原
子％以下であれば磁気特性をより向上させることができ
る。

【００１８】そして、上記のより好ましい組成の非晶質
軟磁性合金においては、合金の融点をＴmとしたとき、
Ｔg／Ｔm≧０．５７であるとともに、飽和磁化σsが２
１０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であることを特徴とす
る。

【００１９】かかる非晶質軟磁性合金によれば、Ｆｅ単
独またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７７原子％以上
７９原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上５原子％以下
とし、Ｐ、Ｃ、Ｂ、(Ｓｉ)の合計を１８原子％以上２３
原子％以下とすることにより、Ｔg／Ｔmを０．５７以上
にするとともに、飽和磁化σsを２１０×１０^-6Ｗｂ・
ｍ／ｋｇ以上にすることが可能になる。

【００２０】そして、本発明の非晶質軟磁性合金は、先
に記載の非晶質軟磁性合金であって、合金溶湯を霧状に
噴霧させて急冷することにより形成されたものであるこ
とを特徴とする。かかる非晶質軟磁性合金によれば、合
金溶湯を霧状に噴霧させて急冷するので、粒状あるいは
略球状の粒子からなる非晶質合金粉末を得ることがで
き、この粉末は、薄帯を粉砕して得た粉末と比較してい
びつな形状の粒子を含まないので、この粉末を固化成形
して成形体とした場合に成形体の充填密度を高くでき、
粉末間の絶縁が確保しやすくなるので、磁気コア等に加
工した場合でも磁気特性が劣化せず、優れた透磁率及び
直流重畳特性を発現させることができる。また、非晶質
軟磁性合金の非晶質形成能を示すＴg／Ｔmが０．５７以
上であるので、合金溶湯を不活性ガスまたは水により噴
霧するだけで非晶質単相組織の合金を得ることができ、
優れた軟磁気特性を発現させることが可能になる。な
お、合金溶湯の急冷は、溶湯を不活性ガスまたは水によ
り噴霧することにより行うことが好ましい。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態を詳細
に説明する。本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｆｅと、
Ｐ、Ｃ、Ｂとを少なくとも具備してなり、非晶質相を主
相とする組織からなるものである。また本発明の非晶質
軟磁性合金は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開
始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。)の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上を示すもので
ある。

【００２２】従来から非晶質軟磁性合金の１種として、
Ｆｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系の金属ガラス合金が知
られている。この従来の組成系の金属ガラス合金は、Ｆ
ｅに非晶質形成能を有するＡｌ、Ｇａ、Ｃ、Ｐ、Ｓｉ及
びＢを添加したものである。この従来の非晶質軟磁性合
金に対して本発明の非晶質軟磁性合金は、Ｆｅと、Ｐ、
Ｃ、Ｂとを少なくとも含有し、必要に応じてＮｉ、Ｃ
ｏ、Ｓｉ及びＸ（Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏより選ばれる１種また
は２種以上の元素）を添加したものであり、Ｇａを除去
してこのＧａ置換でＡｌ及びＦｅを増量させたものであ
り、従来から必須元素と考えられてきたＧａを除去して
も非晶質相を形成することが確認され、更には過冷却液
体の温度間隔ΔＴxをも発現することが見出された。

【００２３】更に本発明の非晶質軟磁性合金は、非晶質
の粉末を作る上で必要な非晶質形成能を十分に維持しつ
つ、従来のＦｅ-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金よりも
磁気特性を向上させることができ、なおかつ、ガスアト
マイズ法、水アトマイズ法など、様々な粉末形成方法に
耐え得る耐食性を得ることができるものである。

【００２４】本発明の非晶質軟磁性合金は、磁性を示す
Ｆｅと、Ａｌと、非晶質形成能を有するＰ、Ｃ、Ｂを少
なくとも具備しているので、非晶質相を主相とするとと
もに優れた軟磁気特性を示す。また、Ｎｉ、Ｃｏのいず
れか一方または両方をＦｅ置換で添加しても良く、更に
Ｐ、Ｃ、Ｂに加えてＳｉを添加しても良い。またＸ（Ｃ
ｒ、Ｖ、Ｍｏより選ばれる１種または２種以上の元素）
を添加しても良く、非晶質形成能を更に向上させるため
にＡｌを添加しても良い。

【００２５】この非晶質軟磁性合金は、２０Ｋ以上の過
冷却液体の温度間隔ΔＴxを示す金属ガラス合金であ
り、組成によってはΔＴxが３０Ｋ以上、さらには５０
Ｋ以上という顕著な温度間隔を有し、これまでの知見か
ら知られる他の合金からは全く予期されないものであ
り、軟磁性についても室温で優れた特性を有しており、
これまでの知見に見られない全く新規なものである。

【００２６】本発明の非晶質軟磁性合金は、従来のＦｅ
-Ａｌ-Ｇａ-Ｃ-Ｐ-Ｓｉ-Ｂ系合金よりもＦｅ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ等の磁性元素を多く含むために高い飽和磁化を示す。
従って本発明の非晶質軟磁性合金は、従来の金属ガラス
合金よりも飽和磁化を格段に向上させることができる。
また組織全体が完全な非晶質相であることから、適度な
条件で熱処理した場合に結晶質相が析出させることなく
内部応力を緩和でき、軟磁気特性をより向上させること
ができる。

【００２７】また本発明の非晶質軟磁性合金は、過冷却
液体の温度間隔ΔＴxが大きいために、溶融状態から冷
却するとき、広い過冷却液体領域を有し、結晶化するこ
となく温度の低下に伴って、ガラス遷移温度Ｔgに至っ
て非晶質相を容易に形成する。従って、冷却速度が比較
的遅くても充分に非晶質相を形成することが可能であ
り、例えばガスアトマイズ法のように、合金溶湯を不活
性ガスにより噴霧して急冷する方法によって、非晶質相
組織を主体とする粉末状の合金を得ることができ、実用
性に優れたものとなる。

【００２８】上記の非晶質軟磁性合金の一例として、下
記の組成式で表すものを挙げることができる。 Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔ
は、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原
子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦
１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦
(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１１原子
％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％である。

【００２９】また、上記の非晶質軟磁性合金の別の例と
して、下記の組成式で表すものを挙げることができる。 (Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種また
は２種の元素であり、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、ｚ、
ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０原子％≦ｘ≦１０
原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１
１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦
ｔ≦８原子％、７０原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ
−ｔ)≦７９原子％、１１原子％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦３０
原子％である。

【００３０】更に、上記の非晶質軟磁性合金の他の例と
して、下記の組成式で表すものを挙げることができる。 Ｆｅ_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔ
は、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子
％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．
５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦
８原子％、７０原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)
≦７９原子％、１１原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％
である。

【００３１】更にまた、上記の非晶質軟磁性合金のその
他の例として、下記の組成式で表すものを挙げることが
できる。 (Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_w
Ｘ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種また
は２種の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦
１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％
≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子
％≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１１
原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％である。

【００３２】上記の組成の非晶質軟磁性合金は、合金の
融点をＴmとしたとき、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとと
もに、飽和磁化σsが１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以
上を示す。

【００３３】また、ＦｅとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含
む上記の非晶質軟磁性合金の好ましい組成範囲は、前記
の組成比のうちのｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ
≦６原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ
≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子
％≦ｔ≦４原子％、７６原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ
−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦
２４原子％となる範囲である。また、ＦｅとＰ、Ｃ、
Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の非晶質軟磁性合金の
好ましい範囲は、前記の組成比のうちのｘ、ｖ、ｚ、
ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ≦６原子％、２原子％≦ｖ≦１
５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦
ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子％、７６原子％
≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原
子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦２４原子％となる範囲である。

【００３４】上記の好ましい組成範囲の非晶質軟磁性合
金においては、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽
和磁化σsが２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示
す。

【００３５】更に、ＦｅとＰ、Ｃ、Ｂとを少なくとも含
む上記の非晶質軟磁性合金のより好ましい組成範囲は、
前記の組成比のうちのｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％
≦ｘ≦５原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％
＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０
原子％≦ｔ≦３原子％、７７原子％≦(１００−ｘ−ｙ
−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子％≦(ｙ＋ｚ＋
ｗ)≦２３原子％となる範囲である。更にまた、Ｆｅと
Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉとを少なくとも含む上記の非晶質軟磁
性合金のより好ましい組成範囲は、前記の組成比のうち
のｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔが、０原子％≦ｘ≦５原子％、２
原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子
％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦３原子
％、７７原子％≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９
原子％、１８原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦２３原子％となる
範囲である。

【００３６】上記のより好ましい組成の非晶質軟磁性合
金においては、Ｔg／Ｔm≧０．５７を示すとともに、飽
和磁化σsが２１０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上を示
す。

【００３７】また、上記の非晶質軟磁性合金を示す組成
比ｔは、２原子％≦ｔ≦８原子％の範囲であっても良
く、２原子％≦ｔ≦４原子％の範囲であっても良く、２
原子％≦ｔ≦３原子％の範囲であっても良い。

【００３８】以下に、本発明の非晶質軟磁性合金の組成
限定理由について説明する。Ｆｅは磁性を担う元素であ
って、本発明の非晶質軟磁性合金に必須の元素である。
また、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉのいずれか一方または両
方の元素Ｔで置換しても良い。Ｆｅ単独、またはＦｅと
元素Ｔとの合計の組成比を高くすると、非晶質軟磁性合
金の飽和磁化σsを向上できる。

【００３９】Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの合計の
組成比は、７０原子％以上７９原子％以下であることが
好ましく、７６原子％以上７９原子％以下であることが
より好ましく、７７原子％以上７９原子％以下であるこ
とが更に好ましい。Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔとの
合計の組成比が７０原子％未満では、飽和磁化σsが１
８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ未満に低下してしまうので
好ましくない。また、組成比が７９原子％を越えると、
合金の非晶質形成能の程度を示すＴg／Ｔmが０．５７未
満になり、非晶質形成能が低下するので好ましくない。
尚、組成比が７６原子％以上であれば合金の飽和磁化σ
sを２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にでき、組成比
が７７原子％以上であれば合金の飽和磁化σsを２１０
×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。

【００４０】また、Ｆｅ置換で元素Ｔを添加する場合に
は、上記組成式中の組成比ａで示すように、Ｆｅの添加
量の１０〜１５％を置換して元素Ｔを添加することが好
ましい。元素Ｔを添加することにより、合金を構成する
原子の充填密度が向上し、原子の再配列が抑制されるこ
とにより熱的安定性が向上する。特にＣｏを添加する
と、キュリー温度が向上し、また融点が低下することに
より非晶質形成能も向上する。元素Ｔの添加量がＦｅ量
の１０％未満では元素Ｔの添加効果が見られず、添加量
がＦｅ量の１５％を越えるとＦｅ量が相対的に低下して
飽和磁化が低下してしまうので好ましくない。

【００４１】Ａｌは、本発明の非晶質軟磁性合金の非晶
質形成能を向上させるために必要に応じて添加する元素
である。Ａｌの組成比ｘを０原子％以上１０原子％以下
の範囲とすることにより、合金の非晶質形成能を更に向
上させることができる。具体的には、組成比ｘが０原子
％以上１０原子％以下であるときに、合金の非晶質形成
能の程度を示すＴg／Ｔmが０．５７以上となり、飽和磁
化σsが１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
しかし、ＡｌをＦｅ置換で添加する場合、飽和磁化σs
が低下し、コストも増大するため、Ａｌは必要に応じて
添加するのがよい。またＡｌは、Ｆｅとの間での混合エ
ンタルピーが負であり、Ｆｅよりも原子半径が大きく、
更にＦｅよりも原子半径が小さいＰ、Ｂ、Ｓｉとともに
用いることにより、結晶化し難く、非晶質構造が熱的に
安定化した状態となる。Ａｌの組成比ｘは、０原子％以
上１０原子％以下であることが好ましく、０原子％以上
６原子％以下であることがより好ましく、０原子％以上
５原子％以下であることが更に好ましい。組成比ｘが１
０原子％を越えると、Ｆｅ量が相対的に低下して飽和磁
化σsが低下し、またＴg／Ｔmが０．５７未満になって
非晶質形成能が低下するので好ましくない。また、Ａｌ
を添加する場合、Ａｌの添加効果、即ち、非晶質形成能
と熱的安定性の向上を得るためには、少なくとも１原子
％以上添加することが好ましい。

【００４２】また、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合
計の組成比が７６原子％以上であり、かつＡｌの組成比
ｘが０原子％以上６原子％以下の場合に、合金の飽和磁
化σsを２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。
更に、Ｆｅ単独、またはＦｅと元素Ｔの合計の組成比が
７７原子％以上であり、かつＡｌの組成比ｘが０原子％
以上５原子％以下の場合に、合金の飽和磁化σsを２１
０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にできる。

【００４３】Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉは、非晶質形成能を高
める元素であり、ＦｅとＡｌにこれらの元素を添加して
多元系とすることにより、ＦｅとＡｌのみの２元系の場
合よりも安定して非晶質相が形成される。特にＰはＦｅ
と低温(約１０５０℃)で共晶組成を持つため、組織の全
体が非晶質相になるとともに過冷却液体の温度間隔ΔＴ
xが発現しやすくなる。またＰとＳｉを同時に添加する
と、過冷却液体の温度間隔ΔＴxがより大きくなって非
晶質形成能が向上し、非晶質単相の組織を得る際の製造
条件を比較的簡易な方向に緩和できる。

【００４４】Ｓｉを無添加とした場合におけるＰの組成
比ｙは、２原子％以上１５原子％以下であることが好ま
しく、５原子％以上１５原子％以下であることがより好
ましく、７原子％以上１３原子％以下であることが最も
好ましい。Ｐの組成比ｙが上記の範囲であれば、過冷却
液体の温度間隔ΔＴxが発現して合金の非晶質形成能が
向上する。

【００４５】ＰとＳｉを同時に添加する場合は、ＰとＳ
ｉの合計量を示す組成比ｖが２原子％以上１５原子％以
下であることが好ましく、８原子％以上１５原子％以下
であることがより好ましく、１０原子％以上１４原子％
以下であることが最も好ましい。ＰとＳｉの合計量を示
す組成比ｖが上記の範囲であれば、過冷却液体の温度間
隔ΔＴxが向上し、これにより合金の非晶質形成能が向
上する。

【００４６】また、ＰとＳｉを同時に添加した場合のＳ
ｉとＰとの比を表す組成比ｂは、０．１≦ｂ≦０．２８
であることが好ましい。組成比ｂが０．１未満ではＳｉ
の添加効果が見られないので好ましくなく、組成比ｂが
０．２８を越えるとＳｉの量が過剰になって過冷却液体
領域ΔＴxが消滅するおそれがあるので好ましくない。
ＰとＳｉの組成比を示すｂ、ｖを上記の範囲とすれば、
過冷却液体の温度間隔ΔＴxを向上させ、非晶質単相と
なるバルクの大きさを増大させることができる。

【００４７】またＢの組成比ｗは、４原子％以上１０原
子％以下であることが好ましく、６原子％以上１０原子
％以下であることがより好ましく、６原子％以上９原子
％以下であることが最も好ましい。更にＣの組成比ｚ
は、０原子％を越えて１１．５原子％以下であることが
好ましく、２原子％以上８原子％以下であることがより
好ましく、２原子％以上５原子％以下であることが最も
好ましい。

【００４８】そして、これらの半金属元素Ｃ、Ｐ、Ｂ及
びＳｉの合計の組成比(ｙ＋ｚ＋ｗ)または(ｖ＋ｚ＋ｗ)
は、１１原子％以上３０原子％以下であることが好まし
く、１８原子％以上２４原子％以下とすることがより好
ましく、１８原子％以上２３原子％以下とすることが更
に好ましい。半金属元素の合計の組成比が１１原子％未
満であると、非晶質軟磁性合金の非晶質形成能が低下し
て非晶質相単相組織を得ることができないので好ましく
なく、半金属元素の合計の組成比が３０原子％を越える
と、特にＦｅの組成比が相対的に低下し、飽和磁化σs
が低下するので好ましくない。

【００４９】また、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔの合計
の組成比が７６原子％以上のときに、半金属元素Ｃ、
Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比(ｙ＋ｚ＋ｗ)または(ｖ
＋ｚ＋ｗ)を１８原子％以上２４原子％以下とすること
により、合金の飽和磁化σsを２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ
／ｋｇ以上にできる。更に、Ｆｅ単独またはＦｅと元素
Ｔの合計の組成比が７７原子％以上のときに、半金属元
素Ｃ、Ｐ、Ｂ及びＳｉの合計の組成比(ｙ＋ｚ＋ｗ)また
は(ｖ＋ｚ＋ｗ)を１８原子％以上２３原子％以下とする
ことにより、合金の飽和磁化σsを２１０×１０^-6Ｗｂ
・ｍ／ｋｇ以上にできる。

【００５０】また、Ｃｒを添加することによって合金の
耐食性が向上する。例えば、水アトマイズ法において、
溶湯が直接水に触れたとき、更には粉末の乾燥工程にお
いて生じる錆の発生を防ぐことができる（目視レベ
ル）。Ｃｒの組成比ｔは、０原子％以上８原子％以下で
あることが好ましい。Ｃｒを添加すると合金の耐食性を
高めることができるが、Ｃｒの組成比ｔが８原子％を越
えるとＦｅ濃度が相対的に低下し、磁気特性が低下する
ので好ましくない。また組成比ｔは、０原子％以上４原
子％以下であることがより好ましく、０原子％以上３原
子％以下であることが更に好ましい。更に組成比ｔは、
１原子％以上８原子％以下でもよく、１原子％以上４原
子％以下でもよく、１原子％以上３原子％以下でもよ
い。組成比ｔが２原子％以上であれば合金の耐食性をよ
り向上させることができる。また、組成比ｔが４原子％
以下であれば飽和磁化σsを向上させることができ、組
成比ｔが３原子％以下であれば飽和磁化σsをより向上
させることができる。また、同様な効果はＣｒの他にＭ
ｏ、Ｖにもあり、これらの元素を単独で添加するか、Ｍ
ｏ、ＶとＭｏ、ＣｒとＶ、Ｃｒ及びＣｒ、Mo、Ｖ等の組
合せで複合添加しても良い。これらの元素のうち、Ｃｒ
は耐食性に最も良く効き、Ｍｏ，Ｖは耐食性がＣｒより
若干劣るものの非晶質形成能が向上するため、必要に応
じてこれらの元素を選択する。また、上記の組成に、Ｇ
ｅが４原子％以下含有されていてもよく、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒのうち少なくとも１種以上が０〜
７原子％含有されていてもよい。上記のいずれの場合の
組成においても、本発明においては、過冷却液体の温度
間隔ΔＴxは２０Ｋ以上、組成によっては３５Ｋ以上が
得られる。また上記の組成で示される元素の他に不可避
的不純物が含まれていても良い。

【００５１】本発明に係る非晶質軟磁性合金は、溶製し
てから単ロールもしくは双ロールによる急冷法によっ
て、さらには液中紡糸法や溶液抽出法によって、あるい
はガスアトマイズ法または水アトマイズ法によって、も
しくは射出成形法によって、バルク状、リボン状、線状
体、粉末等の種々の形状として製造される。特に、従来
公知の非晶質軟磁性合金薄帯を粉砕して得られた薄片状
の粒子からなる粉末に対し、本発明では上記のガスアト
マイズ法または水アトマイズ法によって、形状が略球状
の粒子からなる合金粉末を得ることができる。

【００５２】ガスアトマイズ法により得られた前記組成
の非晶質軟磁性合金は、室温において磁性を有し、また
熱処理によってより良好な磁性を示す。このため優れた
Softmagnetic特性(軟磁気特性)を有する材料として各種
の応用に有用なものとなる。なお、製造方法について付
言すると、合金の組成、そして製造のための手段と製品
の大きさ、形状等によって、好適な冷却速度が決まる
が、通常は１〜１０⁴Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とするこ
とができる。そして実際には、ガラス相(glassy phase)
に結晶相としてのＦｅ₃Ｂ、Ｆｅ₂Ｂ、Ｆｅ₃Ｐ等の相が
析出するかどうかを確認することで決めることができ
る。

【００５３】上記の非晶質軟磁性合金の製造方法の一例
として、ガスアトマイズ法について説明する。ガスアト
マイズ法は、上述の組成からなる非晶質軟磁性合金の溶
湯を、高圧の不活性ガスとともに不活性ガスで満たされ
たチャンバ内部に霧状に噴霧し、該不活性ガス雰囲気中
で急冷して合金粉末を製造するというものである。

【００５４】図１は、ガスアトマイズ法による合金粉末
の製造に好適に用いられる高圧ガス噴霧装置の一例を示
す断面模式図である。この高圧ガス噴霧装置１は、溶湯
るつぼ２と、ガス噴霧器３と、チャンバ４とを主体とし
て構成されている。溶湯るつぼ２の内部には合金溶湯５
が充填されている。また溶湯るつぼ２には加熱手段たる
コイル２ａが備えられており、合金溶湯５を加熱して溶
融状態に保つように構成されている。そして、溶湯るつ
ぼ２の底部には溶湯ノズル６が設けられており、合金溶
湯５は溶湯ノズル６からチャンバ４の内部に向けて滴下
されるか、若しくは溶湯るつぼ２内に不活性ガスを加圧
状態で導入して合金溶湯５を溶湯ノズル６から噴出させ
る。

【００５５】ガス噴霧器３は溶湯るつぼ２の下側に配設
されている。このガス噴霧器３にはＡｒ、窒素等の不活
性ガスの導入流路７と、この導入流路７の先端部である
ガス噴射ノズル８とが設けられている。不活性ガスは、
図示しない加圧手段によってあらかじめ２〜１５ＭＰａ
程度に加圧されており、導入流路７によってガス噴射ノ
ズル８まで導かれ、このノズル８からチャンバ４内部へ
ガス流ｇとなって噴出される。

【００５６】チャンバ４の内部には、ガス噴霧器３から
噴出される不活性ガスと同種の不活性ガスが充填されて
いる。チャンバ４内部の圧力は７０〜１００ｋＰａ程度
に保たれており、また温度は室温程度に保たれている。

【００５７】合金粉末を製造するには、まず、溶湯るつ
ぼ２に充填された合金溶湯５を溶湯ノズル６からチャン
バ４内に滴下する。同時に、ガス噴霧器３のガス噴射ノ
ズル８から不活性ガスを噴射する。噴射された不活性ガ
スは、ガス流ｇとなって滴下された溶湯まで達し、噴霧
点ｐにおいて溶湯に衝突して溶湯を霧化する。霧状にさ
れた合金溶湯はチャンバ４内で急冷凝固し、非晶質相を
主相とする略球状の粒子となってチャンバ４の底部に堆
積する。このようにして合金粉末が得られる。

【００５８】合金粉末の粒径は、噴出する不活性ガスの
圧力、溶湯の滴下速度、溶湯ノズル６の内径等により調
整することができ、数μｍ〜百数十μｍの粒径のものを
得ることができる。

【００５９】得られた合金粉末は必要に応じて熱処理し
ても良い。熱処理をすることで合金の内部応力が緩和さ
れ、非晶質軟磁性合金の軟磁気特性をより向上できる。
熱処理温度Ｔaは、合金のキュリー温度Ｔc以上ガラス遷
移温度Ｔg以下の範囲が好ましい。熱処理温度Ｔaがキュ
リー温度Ｔc未満であると、熱処理による軟磁気特性向
上の効果が得られないので好ましくない。また熱処理温
度Ｔaがガラス遷移温度Ｔgを越えると、合金組織中に結
晶質相が析出しやすくなり、軟磁気特性が低下するおそ
れがあるので好ましくない。また熱処理時間は、合金の
内部応力を充分に緩和させるとともに結晶質相の析出の
おそれのない範囲が好ましく、例えば３０〜３００分の
範囲が好ましい。

【００６０】

【実施例】［実施例１：ＦｅＡｌＰＣＢＳｉ系合金］Ｆ
ｅ及びＡｌと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、Ｂ及びＳｉ
を原料としてそれぞれ所定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下
においてこれらの原料を高周波誘導加熱装置で溶解し、
種々の組成のインゴットを作製した。このインゴットを
図１に示す高圧ガス噴霧装置の溶湯るつぼ内に入れて溶
解し、溶湯るつぼの溶湯ノズルから合金溶湯を滴下する
とともに、図１に示すガス噴霧器からアルゴンガス流を
噴射して合金溶湯を霧状にし、チャンバ内で霧状の合金
溶湯を急冷させることにより、粒径が１〜１５０μｍの
範囲の非晶質軟磁性合金の粉末を得た。

【００６１】得られた非晶質軟磁性合金の粉末の組成
は、Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.62Ｃ_0.1Ｂ _0.35Ｓｉ_0.13)_rな
る組成(但し、ｘは１〜５，７，８原子％、ｒは２４〜
２６，２８〜３２原子％)であった。なお、前記組成式
中のｒは、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｓｉの合計の組成比を示すもの
であり、上述した組成比(ｖ＋ｚ＋ｗ)に相当する。上記
の各合金のうち、Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ_9.23Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ
_2.87なる組成の非晶質軟磁性合金について、Ｘ線回折法
により結晶構造の解析を行った。結果を図２に示す。ま
た、Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ_9.23Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_2.87なる組成の
合金粉末を走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ)により観察した。
図３にＳＥＭ写真を示す。更に、Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ_9.23Ｃ
_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_2.87なる組成の合金粉末をふるい分けし、
ＤＳＣ測定(Differential scanning caloriemetry：示
差走査熱量測定)を行い、ガラス遷移温度Ｔg及び結晶化
開始温度Ｔxを測定した。尚、ふるい分けの範囲は、６
２〜１０５μｍ、２５〜６２μｍ、２５μｍ以下の３通
りの範囲に分けた。また同時に、単ロール法で製造した
同じ組成の合金薄帯についてもＤＳＣ測定を行った。こ
れらの結果を図４に示す。尚、ＤＳＣ測定の際の昇温速
度は０．６７Ｋ／秒であった。

【００６２】また、得られた非晶質軟磁性合金の粉末に
ついて、ＤＳＣ測定(Differentialscanning caloriemet
ry：示差走査熱量測定)を行い、ガラス遷移温度Ｔg、結
晶化開始温度Ｔx、キュリー温度Ｔc及び融点Ｔmを測定
するとともに、過冷却液体の温度間隔ΔＴx及びＴg／Ｔ
mを求めた。なお、ＤＳＣ測定の際の昇温速度は０．６
７Ｋ／秒であった。図５にガラス遷移温度Ｔgの組成依
存性、図６に結晶化開始温度Ｔxの組成依存性、図７に
過冷却液体の温度間隔ΔＴxの組成依存性、図８にＴg／
Ｔmの組成依存性、図９にキュリー温度Ｔcの組成依存性
をそれぞれ示す。

【００６３】更に、得られた非晶質軟磁性合金の粉末に
ついて、ＶＳＭにより飽和磁化σsを測定し、インピー
ダンスアナライザーによって１ｋＨｚにおける透磁率μ
eを測定し、ＢＨループトレーサにより保磁力Ｈｃを測
定した。尚、保磁力Ｈc及び透磁率μeの測定は、同じ組
成の合金溶湯を単ロール法により急冷することにより製
造した合金薄帯を用いて行った。また、図１０に飽和磁
化σsの組成依存性を示し、図１１に１ｋＨｚにおける
実効透磁率μeの組成依存性を示し、図１２に保磁力Ｈ
ｃの組成依存性を示す。

【００６４】なお、図５〜図１２の三角組成図中のプロ
ットの添え数字は、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温
度Ｔx、過冷却液体の温度間隔ΔＴx、Ｔg／Ｔm、キュリ
ー温度Ｔc、飽和磁化σs、実効透磁率μe、保磁力Ｈｃ
の値をそれぞれ示すものである。また、図５〜図１２の
三角組成図には、等温線若しくは等値線を記入してお
り、これらの線の近傍に付した数字はこれらの等温線若
しくは等値線の値を示すものである。

【００６５】図２から明らかなように、Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ
_9.23Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_2.87なる組成の非晶質軟磁性合金の
粉末のＸ線回折パターンはブロードなパターンを示して
おり、非晶質相を主体とする組織を有していることがわ
かる。従ってＦｅ、Ａｌ、Ｐ、Ｃ、ＢおよびＳｉからな
る合金であっても、非晶質相を主相とする非晶質合金を
形成できることがわかる。また、図３に示すように、得
られた粉末はほぼ球状の粒子から構成されていることが
わかる。図３で見る限り、粒子の粒径は１０μｍ以下か
ら１００μｍ程度の範囲ものが観察される。また、図４
に示すように、ふるい分けにより分別された合金のＤＳ
Ｃ曲線は、どの粒径範囲のものでも大きな差はなく、ま
た、単ロール法により得られた合金薄帯と合金粉末との
間にも差は見られない。従って、粒径の違いや製造方法
の違いによっては、熱特性の変化が見られないことがわ
かる。尚、いずれの試料でも、ガラス遷移温度Ｔgは７
７４Ｋ(５０１℃)であり、結晶化開始温度Ｔxは８１１
Ｋ(５３８℃)であり、ΔＴxは３７Ｋであった。

【００６６】次に各種の特性と合金組成との関係を見る
と、まず図５よりガラス遷移温度Ｔgは、Ｆｅの組成比
(１００−ｘ−ｒ)の増加及び(ＰＣＢＳｉ)の組成比ｒの
減少に伴って低下している。７６０Ｋ以下のＴgを示す
領域は、図５中の等温線で示すように、Ｆｅが７４原子
％以上の範囲、かつ(ＰＣＢＳｉ)が２１原子％以下の範
囲にある。また図５に示すように、(ＰＣＢＳｉ)が１８
原子％、かつＦｅが７９原子％以上の範囲でガラス遷移
温度Ｔgが消失し、金属ガラス合金にならないものがあ
る。

【００６７】また図６より結晶化開始温度Ｔxは、Ｆｅ
の組成比(１００−ｘ−ｒ)の増加に伴って低下してい
る。８００Ｋ以下のＴxを示す領域は、図６中の等温線
で示すように、Ｆｅが７５原子％以上の範囲、かつ(Ｐ
ＣＢＳｉ)の組成比ｒが２１原子％以下の範囲にある。

【００６８】また図７に示すように、図５に示すＴgの
７６０Ｋの等温線と、図６に示すＴxの８００Ｋの等温
線とに囲まれた範囲が、ΔＴxの４０Ｋの等温線の範囲
にほぼ相当し、この範囲内で過冷却液体の温度間隔ΔＴ
xが３０〜４０Ｋの範囲にある。また、ΔＴxはＦｅの減
少に伴って増加し、Ｆｅが７３原子％以上で５０Ｋ以上
のΔＴxを示している。

【００６９】次に図８に示すＴg／Ｔmの組成依存性は、
どの組成の合金でもＴg／Ｔmが０．５５〜０．６０を示
しており、特にＦｅが７９原子％以下の範囲でＴg／Ｔm
が０．５７以上を示している。Ｔg／Ｔmは、いわゆる換
算ガラス化温度と呼ばれ、合金の非晶質形成能の程度を
示す数値であり、数値が高いほど非晶質形成能が大きい
ことを意味する。即ち、Ｔg／Ｔmが大きくなるというこ
とは、融点Ｔmとガラス遷移温度Ｔgの温度差が小さいこ
とを意味し、遅い冷却速度で非晶質化しやすくなる。よ
って、Ｆｅが７９原子％以下の範囲の組成の合金は、冷
却速度を低くしても非晶質相が形成されやすく、臨界冷
却速度が小さくなる。そのため、本発明の非晶質軟磁性
合金は非晶質形成能に優れることになる。

【００７０】尚、図８と図７を比較すると、Ｔg／Ｔm＝
０．５６以上の領域が、図７に示したΔＴxの３０Ｋ以
上の領域に重複しており、Ｔg／ＴmとΔＴxとの間に一
定の相関があるものと考えられる。

【００７１】次に図９に示すようにキュリー温度Ｔc
は、Ｆｅが７２原子％以上の範囲で６００Ｋ以上を示し
ており、Ｆｅが多いほど磁気的な熱的安定性がが向上す
ることがわかる。

【００７２】次に、図１０に示すように飽和磁化σs
は、Ｆｅの組成比(１００−ｘ−ｒ)の増加、かつＡｌの
組成比ｘの減少とともに高くなることがわかる。特にＦ
ｅが７０原子％以上かつＡｌが１０原子％以下で飽和磁
化σsが１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上となり、更
にＦｅが７６原子％以上かつＡｌが６原子％以下で飽和
磁化σsが２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上となり、
更にＦｅが７８原子％以上かつＡｌが５原子％以下で飽
和磁化σsが２１０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上とな
り、高い飽和磁化σsを示すことが分かる。

【００７３】また図１１に示すように、１ｋＨｚにおけ
る実効透磁率μeは、Ｆｅが７７原子％、かつ(ＰＣＢＳ
ｉ)が２０〜２２原子％のときに２６８００〜２７００
０程度を示している。その他の組成の合金では、組成比
と実効透磁率μeとの間に明確な傾向がみられない。従
って透磁率μeの組成比に対する依存性は比較的小さい
ものと考えられる。また図１２に示すように保磁力Ｈｃ
は、どの組成でも１．６〜３．０Ａ／ｍを示し、全体的
に低い値を示しているが、飽和磁化σsやその他の熱特
性のように組成比に対する明確な依存性は見られない。

【００７４】以上のことから、Ｔg、Ｔx、ΔＴx、Ｔm、
Ｔg／Ｔmといった熱特性及び飽和磁化σsについては、
合金の組成比、特にＦｅの組成比に対する依存性が極め
て高いことが分かる。

【００７５】図１３は、合金の三角組成図に、Ｔg／Tm
＝０．５６，０．５７の等値線と、飽和磁化σs＝１８
０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇの等値線をそれぞれ記載した
図である。そして、図中斜線部は、飽和磁化σsが１８
０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上、かつＴg／Tmが０．５
６以上の範囲を示している。この組成範囲は、Ｆｅが７
０原子％以上７９原子％以下、Ａｌが１０原子％以下、
残部が半金属の組成の範囲である。この斜線の組成範囲
であれば、溶湯を不活性ガスとともに噴霧して急冷する
ガスアトマイズ法によって合金を製造した場合でも、組
織の全体が非晶質相であって過冷却液体領域の温度間隔
ΔTxを有し、しかも飽和磁化σsが１８０×１０^-6Ｗｂ
・ｍ／ｋｇ以上の非晶質軟磁性合金を得ることができ
る。

【００７６】１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇは１．３Ｔ
に相当する。従って、上記の組成範囲の非晶質軟磁性合
金粉末は、１．３Ｔ以上の飽和磁化を有し、この合金粉
末を樹脂とともに固化成形して磁気コアとした場合でも
１．１Ｔ程度の飽和磁化を示すものと考えられる。この
飽和磁化の値は、従来のＦｅＡｌＳｉ系合金(センダス
ト)に比較しても高い値であり、従って上記組成範囲の
非晶質軟磁性合金は、センダストよりも磁気特性に優れ
ることがわかる。

【００７７】［実施例２：ＦｅＰＣ(Ｂ・Ｃｒ（Ｖ、Ｍ
ｏ）)系合金］Ｆｅと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆｅ-Ｐ合金、
Ｂ、Ｓｉ及びＣｒ（Ｖ、Ｍｏ）を原料としてそれぞれ所
定量秤量し、減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を
高周波誘導加熱装置で溶解し、種々の組成のインゴット
を作製した。このインゴットを溶湯るつぼ内に入れて溶
解し、溶湯るつぼの溶湯ノズルから合金溶湯を滴下する
とともに水流を噴射して滴下中の合金溶湯を霧状にし、
この霧状の合金溶湯を急冷させるいわゆる水アトマイズ
法により、粒径が１〜１５０μｍの範囲の試料１〜１１
の非晶質軟磁性合金の粉末を得た。得られた合金粉末に
ついて、真空中、１２０℃で１２０分間加熱することに
より乾燥を行った。

【００７８】各非晶質軟磁性合金の粉末の組成は、表１
に示す通りであった。各合金粉末についてＤＳＣ測定を
行い、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化開始温度Ｔx、キュリ
ー温度Ｔc及び融点Ｔmを測定するとともに、過冷却液体
の温度間隔ΔＴx及びＴg／Ｔmを求めた。表１に、各合
金粉末のキュリー温度Ｔc、ガラス遷移温度Ｔg、結晶化
開始温度Ｔx、ΔＴx及び換算ガラス化温度Ｔg／Ｔmを示
す。

【００７９】更に、得られた非晶質軟磁性合金の粉末に
ついて、ＶＳＭにより飽和磁化σsを測定し、インピー
ダンスアナライザーによって１ｋＨｚにおける実効透磁
率μeを測定し、ＢＨループトレーサにより保磁力Ｈｃ
を測定し、更に磁歪λsを測定した。尚、保磁力Ｈｃ、
透磁率μe及び磁歪λsは、同じ組成の合金溶湯を単ロー
ル法により急冷して製造した合金薄帯を用いて測定し、
また飽和磁化σsは、熱処理前の合金粉末を用いて測定
した。表１に各合金粉末の飽和磁化σs、保磁力Ｈｃ、
実効透磁率μe及び磁歪λsを示す。

【００８０】

【表１】

【００８１】表１に示す試料２〜６の合金粉末は、Ａｌ
を０とした本発明に係るＦｅＰＣＢ系またはＦｅＰＣＳ
ｉ系合金である。また試料７〜２０の合金粉末は、Ｃｒ
を添加すると共にＡｌを０とした本発明に係るＦｅＰＣ
Ｃｒ(Ｂ)系合金である。試料１は、比較例の合金(Ｆｅ
ＰＣ系合金)である。表１に示すように、試料２〜２０
の本発明に係る非晶質軟磁性合金粉末は、Ａｌが添加さ
れていないにもかかわらず、ΔＴxが２０以上を示して
おり、金属ガラス合金であることが分かる。次に試料２
〜６を見ると、飽和磁化σsが１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ
／ｋｇを越えるとともに、実効透磁率μeが１００００
を越えており、試料１（比較例）より優れた磁気特性を
示すことが分かる。

【００８２】次にＣｒを添加した試料７〜２０では、飽
和磁化σsが試料２〜６よりもやや低くなるものの、実
効透磁率μeはいずれも１００００を越えており、特に
試料１１のμeは２６９００と高い値を示している。従
ってＣｒの組成比が２〜３原子％の範囲では磁気特性が
劣化することなく、Ｃｒ無添加のものと比較して遜色の
ない程度の磁気特性を示している。更に試料７〜２０
は、急冷直後に外観を観察したところ、製造時に水に触
れたにもかかわらず、Ｆｅの腐食による酸化鉄の発生が
認められなかった。このことはＣｒ添加による耐食性向
上の効果が明確に現れていることを示している。一方、
試料２〜６では、急冷直後の外観観察の結果、製造時に
水に触れたことによると思われる腐食が発生し、赤茶色
の酸化鉄が一部生じていることが確認された。ただし試
料２〜６については、酸化鉄の発生がそれほど大量では
なかったため、磁気特性への悪影響が見られなかったも
のと思われる。また、Ｃｒに代えてＭｏ、Ｖを添加した
試料２１，２２も各磁気特性は良好な値を示しており、
耐食性も良好であった。

【００８３】次に、ＪＩＳ Ｃ５０２８に基づき、塩化
ナトリウムの１級相当品の塩水を各試料に９６時間噴霧
し、その外観を観察した結果、Ｃｒ若しくはＭｏ、Ｖを
添加しない試料１〜６に関しては、その外観は著しく変
色し発錆していたのに対し、試料７〜１２，１４，１
６，１７，１９〜２２はほぼ変色はなく発錆もしていな
かった。またＣｒを２原子％未満添加した試料１３，１
５，１８に関しては若干の変色が見られ、これらの試料
は水アトマイズの工程における耐食性は優れているもの
の、長時間の耐環境性はＣｒ若しくはＭｏ、Ｖを２原子
％以上添加したものより劣っていることが分かった。こ
れにより、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２種
以上の元素からなるＸは、優れた耐食性を得るために２
原子％以上添加するのが好ましいことが分かる。

【００８４】

【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
非晶質軟磁性合金は、過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２
０Ｋ以上の非晶質相を主相とする組織からなり、下記の
(１)〜(４)の組成式で表されるものであり、Ｆｅ単独ま
たはＦｅと元素Ｔの合計の組成比を７０原子％以上７９
原子％以下とし、Ａｌを０原子％以上１０原子％以下と
し、Ｐ、Ｃ、Ｂ、(Ｓｉ)の合計を１１原子％以上３０原
子％以下とするので、Ｔg／Ｔmが０．５７以上になって
非晶質形成能が高くなり、また飽和磁化σsを１８０×
１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上にすることができ、これによ
り優れた軟磁気特性を示す非晶質合金を構成することが
できる。ただし、下記ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる
１種または２種以上の元素である。 (１)Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wXt (２)(Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wXt (３)Ｆｅ_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_wXt (４)(Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_z
Ｂ_wXt

【００８５】また、本発明の非晶質軟磁性合金によれ
ば、上記組成式において、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔ
の合計の組成比を、７６原子％以上７９原子％以下と
し、Ａｌを０原子％以上６原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、
Ｂ、(Ｓｉ)の合計を１８原子％以上２４原子％以下とす
るので、Ｔg／Ｔmが０．５７以上になって非晶質形成能
が向上し、また飽和磁化σsを２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ
／ｋｇ以上にすることができ、よりすぐれた軟磁気特性
を示す非晶質合金を構成することができる。

【００８６】更に、本発明の非晶質軟磁性合金によれ
ば、上記組成式において、Ｆｅ単独またはＦｅと元素Ｔ
の合計の組成比を、７７原子％以上７９原子％以下と
し、Ａｌを０原子％以上５原子％以下とし、Ｐ、Ｃ、
Ｂ、(Ｓｉ)の合計を１８原子％以上２２原子％以下とす
るので、Ｔg／Ｔmが０．５７以上になって非晶質形成能
が向上し、また飽和磁化σsを２１０×１０^-6Ｗｂ・ｍ
／ｋｇ以上にすることができ、更にすぐれた軟磁気特性
を示す非晶質合金を構成することができる。

【００８７】そして、本発明の非晶質軟磁性合金は、合
金溶湯を霧状に噴霧させて急冷することにより形成され
たものであり、これにより粒状あるいは略球状の粒子か
らなる非晶質合金粉末を得ることができ、この粉末は、
薄帯を粉砕して得た粉末と比較していびつな形状の粒子
を含まないので、反磁界の影響が小さく、磁気コア等に
加工した場合でも軟磁気特性が劣化せず、優れた磁気特
性を発現させることができる。また、非晶質軟磁性合金
の非晶質形成能を示すＴg／Ｔmが０．５７以上であるの
で、合金溶湯を噴霧するだけで非晶質相を主相とする組
織の合金を得ることができ、結晶質相が析出することが
なく、優れた軟磁気特性を発現させることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の実施形態の非晶質軟磁性合金を製造
する際に用いて好適な高圧ガス噴霧装置の構造を示す断
面模式図である。

【図２】 Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ_9.23Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_2.87なる
組成の非晶質軟磁性合金粉末のＸ線回折パターンを示す
図である。

【図３】 Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ_9.23Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_2.87なる
組成の非晶質軟磁性合金粉末のＳＥＭ写真である。

【図４】 Ｆｅ₇₇Ａｌ₁Ｐ_9.23Ｃ_2.2Ｂ_7.7Ｓｉ_2.87なる
組成の非晶質軟磁性合金粉末のＤＳＣ曲線を示す図であ
る。

【図５】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末のガラス遷移温
度ＴgのＦｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示
す三角組成図である。

【図６】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末の結晶化開始温
度ＴxのＦｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示
す三角組成図である。

【図７】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末の過冷却液体の
温度間隔ΔＴxのＦｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依
存性を示す三角組成図である。

【図８】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末のＴg／ＴmのＦ
ｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示す三角組成
図である。

【図９】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末のキュリー温度
ＴcのＦｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示す
三角組成図である。

【図１０】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末の飽和磁化σs
のＦｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示す三角
組成図である。

【図１１】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金の実効透磁率μeの
Ｆｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示す三角組
成図である。

【図１２】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金の保磁力ＨcのＦ
ｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存性を示す三角組成
図である。

【図１３】 Ｆｅ_100-x-rＡｌ_x(Ｐ_0.42Ｃ_0.1Ｂ_0.35Ｓｉ
_0.13)_rなる組成の非晶質軟磁性合金粉末のＴg／Ｔm及び
飽和磁化σsのＦｅ、Ａｌ及び(ＰＣＢＳｉ)組成の依存
性を示す三角組成図である。

【符号の説明】

１…高圧ガス噴霧装置、２…溶湯るつぼ、３…ガス噴霧
器、４…チャンバ、５…合金溶湯、６…溶湯ノズル、７
…導入流路、８…ガス噴射ノズル、ｇ…ガス流、ｐ…噴
霧点

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小柴 寿人 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 吉田 昌二 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 水嶋 隆夫 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 Ｆターム(参考） 4K017 AA04 BA06 BB01 BB14 BB18 DA02 DA05 EB00 5E041 AA04 BD03 CA01 CA02

Claims (15)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開
   始温度を示し、Ｔgはガラス遷移温度を示す。)の式で表
   される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶
   質相を主相とする組織からなり、下記の組成式で表され
   ることを特徴とする非晶質軟磁性合金。 Ｆｅ_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
   種以上の元素であり、組成比を示すｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔ
   は、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｙ≦１５原
   子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦
   １０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子％≦
   (１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１１原子
   ％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％である。
2. 【請求項２】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開
   始温度を示し、Ｔgはガラス遷移温度を示す。)の式で表
   される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶
   質相を主相とする組織からなり、下記の組成式で表され
   ることを特徴とする非晶質軟磁性合金。 (Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-y-z-w-t}Ａｌ_xＰ_yＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
   種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種また
   は２種の元素であり、組成比を示すａ、ｘ、ｙ、ｚ、
   ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０原子％≦ｘ≦１０
   原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１
   １．５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦
   ｔ≦８原子％、７０原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ
   −ｔ)≦７９原子％、１１原子％≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦３０
   原子％である。
3. 【請求項３】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開
   始温度を示し、Ｔgはガラス遷移温度を示す。)の式で表
   される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶
   質相を主相とする組織からなり、下記の組成式で表され
   ることを特徴とする非晶質軟磁性合金。 Ｆｅ_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_wＸ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
   種の元素であり、組成比を示すｂ、ｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔ
   は、０．１≦ｂ≦０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子
   ％、２原子％≦ｖ≦１５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．
   ５原子％、４原子％≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦
   ８原子％、７０原子％≦(１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)
   ≦７９原子％、１１原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％
   である。
4. 【請求項４】 ΔＴx＝Ｔx−Ｔg(ただしＴxは結晶化開
   始温度を示し、Ｔgはガラス遷移温度を示す。)の式で表
   される過冷却液体の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上の非晶
   質相を主相とする組織からなり、下記の組成式で表され
   ることを特徴とする非晶質軟磁性合金。 (Ｆｅ_1-aＴ_a)_{100-x-v-z-w-t}Ａｌ_x(Ｐ_1-bＳｉ_b)_vＣ_zＢ_w
   Ｘ_t ただし、ＸはＣｒ、Ｍｏ、Ｖより選ばれる１種または２
   種の元素であり、ＴはＣｏ、Ｎｉより選ばれる１種また
   は２種の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｖ、
   ｚ、ｗ、ｔは、０．１≦ａ≦０．１５、０．１≦ｂ≦
   ０．２８、０原子％≦ｘ≦１０原子％、２原子％≦ｖ≦
   １５原子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％
   ≦ｗ≦１０原子％、０原子％≦ｔ≦８原子％、７０原子
   ％≦(１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１１
   原子％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦３０原子％である。
5. 【請求項５】 非晶質軟磁性合金の融点をＴmとしたと
   き、Ｔg／Ｔm≧０．５７であるとともに、飽和磁化σs
   が１８０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であることを特徴
   とする請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の非晶
   質軟磁性合金。
6. 【請求項６】 前記組成比のうちのｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔ
   が、０原子％≦ｘ≦６原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子
   ％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１
   ０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子％、７６原子％≦(１
   ００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子％
   ≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦２４原子％の範囲であることを特徴と
   する請求項１または請求項２に記載の非晶質軟磁性合
   金。
7. 【請求項７】 前記組成比のうちのｘ、ｖ、ｚ、ｗ、ｔ
   が、０原子％≦ｘ≦６原子％、２原子％≦ｖ≦１５原子
   ％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１
   ０原子％、０原子％≦ｔ≦４原子％、７６原子％≦(１
   ００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子％
   ≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦２４原子％の範囲であることを特徴と
   する請求項３または請求項４に記載の非晶質軟磁性合
   金。
8. 【請求項８】 非晶質軟磁性合金の融点をＴmとしたと
   き、Ｔg／Ｔm≧０．５７であるとともに、飽和磁化σs
   が２００×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であることを特徴
   とする請求項６または請求項７に記載の非晶質軟磁性合
   金。
9. 【請求項９】 前記組成比のうちのｘ、ｙ、ｚ、ｗ、ｔ
   が、０原子％≦ｘ≦５原子％、２原子％≦ｙ≦１５原子
   ％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦１
   ０原子％、０原子％≦ｔ≦３原子％、７７原子％≦(１
   ００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子％
   ≦(ｙ＋ｚ＋ｗ)≦２３原子％の範囲であることを特徴と
   する請求項１または請求項２に記載の非晶質軟磁性合
   金。
10. 【請求項１０】 前記組成比のうちのｘ、ｖ、ｚ、ｗ、
    ｔが、０原子％≦ｘ≦５原子％、２原子％≦ｖ≦１５原
    子％、０原子％＜ｚ≦１１．５原子％、４原子％≦ｗ≦
    １０原子％、０原子％≦ｔ≦３原子％、７７原子％≦
    (１００−ｘ−ｖ−ｚ−ｗ−ｔ)≦７９原子％、１８原子
    ％≦(ｖ＋ｚ＋ｗ)≦２３原子％の範囲であることを特徴
    とする請求項３または請求項４に記載の非晶質軟磁性合
    金。
11. 【請求項１１】 前記組成比のうちのｔが、２原子％≦
    ｔ≦８原子％の範囲であることを特徴とする請求項１な
    いし請求項４のいずれかに記載の非晶質軟磁性合金。
12. 【請求項１２】 前記組成比のうちのｔが、２原子％≦
    ｔ≦４原子％の範囲であることを特徴とする請求項１な
    いし請求項４または請求項６、７のいずれかに記載の非
    晶質軟磁性合金。
13. 【請求項１３】 前記組成比のうちのｔが、２原子％≦
    ｔ≦３原子％の範囲であることを特徴とする請求項１な
    いし請求項４または請求項６、７、９，１０のいずれか
    に記載の非晶質軟磁性合金。
14. 【請求項１４】 非晶質軟磁性合金の融点をＴmとした
    とき、Ｔg／Ｔm≧０．５７であるとともに、飽和磁化σ
    sが２１０×１０^-6Ｗｂ・ｍ／ｋｇ以上であることを特
    徴とする請求項９、１０、１３のいずれかに記載の非晶
    質軟磁性合金。
15. 【請求項１５】 合金溶湯を霧状に噴霧させて急冷する
    ことにより形成されることを特徴とする請求項１ないし
    請求項１４のいずれかに記載の非晶質軟磁性合金。