专利名称：高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金和使用它的磁芯及制法的制作方法
技术领域：
本发明涉及用于磁头、变压器、轭流圈的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金和使用它的磁芯以及其制法，特别是涉及饱和磁通密度高、铁损低的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金、磁芯以及其制法。
对于用于磁头、变压器、轭流圈的软磁性合金，一般要求的特性是高饱和磁通密度、高导磁率、低顽磁力等。另外，特别是用于变压器时，要求低铁损。
因此，在制造软磁性合金时，从这些观点看，对于各种合金体系中的材料进行研究。
以往，对于上述用途，使用Fe、Si合金、FeNi合金等，最近渐渐地使用Fe基或Co基的非结晶形合金。
由于FeSi合金的饱和磁通密度高，但铁损大，所以在用于变压器时，存在电力损耗变大的问题。
另外，对于FeNi合金的软磁性优良的合金组成，存在饱和磁通密度变低的问题。
进而，Fe基的非结晶形合金的饱和磁通密度及铁损优良，但热稳定性低，所以存在着磁特性随时间变化而变大的问题。另外，Co基的非结晶形合金饱和磁通密度低，所以存在着不适于电力变换的变压器的问题。
可是，作为变压器用的软磁性合金的重要特性是铁损小的同时饱和磁通密度高。
以往，作为变压器广泛使用的硅钢的铁损是1.0W/kg(1.7T、50Hz)、饱和磁通密度是2.0T，所以需要将铁损变成更小。
另外，以往，作为一部分用途使用的变压器所用的Fe基的非结晶合金，其铁损是0.25W/kg(1.4T、50Hz)、饱和磁通密度是1.56T，进而有希望铁损变小，饱和磁通密度变大的问题。
基于这样的背景，本发明者们，首先对于高饱和磁通密度的Fe基软磁性合金，在专利公告第65145/1995号说明书、专利公开第93249/1993号说明书中进行了专利申请。
与该专利申请有关的合金之一是以下式表示的组成为特征的高饱和磁通密度软磁性合金。
(Fe1-a1Qa1)bBx1Ty1但是，Q是Co、Ni中的任何一种或其两种，T是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W组成群选出的一种或两种以上的元素、且含有Zr、Hf中的任何一种或其两种，a1≤0.05、b≤93原子％、x1＝0.5～8原子％、y1＝4～9原子％。
另外，上述专利申请的合金的另外一种是以下式表示的组成为特征的高饱和磁通密度软合金。
FebBx2Ty2但是，T是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W组成群选出的一种或两种以上的元素、且含有Zr、Hf中任何一种或其两种，b≤93原子％、x2＝0.5～8原子％、y2＝4～9原子％。
要想得到具有这些特性的软磁性合金，可通过加入新的元素或调节其组成比等得到发挥所希望的软磁特性的材料。
可是，决定材料特性时，一般只是设置关于这些组合的规定是不充分的，对于其制造方法也需给予充分注意。例如，在通过使用具有冷却辊和喷嘴的坩埚等的单面辊液体急冷法得到大部分成为非晶质相的合金时的后工序中，其合金的热处理，例如退火处理进行得如何，对于所制造的材料特性有很大影响。更具体地，退火处理实际上进行到什么程度(热处理温度决定的)，另外，达到该热处理温度的温度与时间关系，即受到升温速度达到怎样的程度等影响，合金的特性也就有所变化。
另外，通过使用具有冷却辊和喷嘴的坩埚的单面辊液体急冷法得到合金时，从其喷嘴喷射出金属溶液时的该金属溶液温度，即喷射温度对于制造的材料特性有很大的影响。
进而，将上述软磁性合金做为变压器等使用时，在制造加工时必须长时间置于加热状态，但若这样制造的软磁性合金长时间置于加热状态(高温状态)，则存在磁特性随时间而变化的大问题。另外，在将上述软磁性合金用于小型电子机器时，例如磁头时，为了进一步提高输出而增加正常检测电流时，磁头超过200℃左右的高温程度，若在这样的高温状态长时间使用，上述软磁性合金的磁特性随时间变化大，所以在得到的产品的可靠性上存在问题。
如以上所述，本发明者们开发了上述各组成的各种Fe基软磁性合金，但对于上述组成的合金进行反复研究的结果表明，若在上述合金的元素T中，将Zr和Nb的组成比限定在某个范围内，则可显示出优良的软磁特性。
另外，以往完全没有予想到的是，通过限定Zr和Nb的组成比，在数100Hz以下时铁损大幅度地降低，另外，破坏应变也非常大。
这样，本发明者们就提出了本发明。
因此，本发明的第一个目的在于提供了软磁特性优良、铁损小、破坏应变大、加工性优良的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金或磁芯。
进而，本发明的第二个目的在于提供铁损在0.10W/kg(1.4T、50Hz)以下，饱和磁通密度在1.5T以上、在加热状态下长时间放置其磁特性随时间变化小、可适合变压器等制造时的弯曲加工、作为变压器用等的优良的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金或磁芯。
本发明的第三个目的，是鉴于以上所述而进行的，其目的在于提供低顽磁力、高导磁率、高饱和磁通密度的软磁特性优良的合金的制造方法。
本发明的第四个目的是上述软磁性合金制造方法的发展，其在于提供软磁特性高、在高温状态下长时间放置磁特性随时间变化小、适于变压器制造时的加工的作为变压器用的优良Fe基软磁性合金的制造方法。
为了达到上述目的，本发明采用了如下构成。
本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金是将非晶质相作为主体的合金进行热处理、做成以组织的50％以上为平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe相作为主体的微细结晶组织，且由下式构成的。
FeaZrxNbyBz但是，表示组成比的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，表示上述组成比的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％。
进而，表示上述组成比的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％。
进而，表示Zr、Nb的组成比的x、y优选的是，1.5原子％≤x≤2.5原子％、3.5原子％≤y≤5.0原子％。
另外，本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，在将上述bcc-Fe相的结晶化温度取为Tx1、将由Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度取为Tx2、将结晶化温度的间隔(ΔTx)取为ΔTx＝Tx2-Tx1时，是200℃≤ΔTx。
另外，本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其饱和磁通密度是1.5T以上。
进而，本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，在频率50Hz、外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下。
另外，本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，在200℃下，时效500小时左右的铁损变化率是10％以下。
本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其破坏应变是1.0×10-2以上。
另外，将合金进行热处理的条件，优选的是升温速度10℃/分钟以上、更优选的是10℃/分钟以上200℃/分钟以下、最优选的是30℃/分钟以上100℃/分钟以下、热处理温度优选的是490℃以上670℃以下、最优选的是500℃以上560℃以下，保持时间，优选的是无或1小时以下。
本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，含有Fe、Zr、Nb和B，特别是使Zr(x)和Nb(y)的组成比为5.7原子％≤x+y≤6.5原子％，且1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6的范围，可提高导磁率及饱和磁通密度、减小铁损。特别是数100Hz以下的低频率范围的铁损显著降低，进而铁损随时间变化也变小。
另外，由于带有磁性的元素Fe的组成比是80原子％以上、优选的是83原子％以上、最优选的是比85原子％以上还高，所以可使饱和磁通密度提高，从而提高了高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的软磁特性。
进而，具有非晶质形成能的B的组成比，由于在12.5原子％以下、优选的是在9.5原子％以下、最优选的是比9原子％以下还少，所以将合金进行热处理，析出微细结晶质组织时，可抑制FeB系化合物的生成、防止软磁特性降低。
另外，结晶化温度的间隔(ΔTx)在200℃以上时，由于bcc-Fe相和该bcc-Fe相在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度的间隔变大，所以可通过将合金在最适宜条件下进行热处理，仅使bcc-Fe相析出，而抑制其它化合物相析出，可使高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的软磁特性提高。
本发明的第二高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，由下式表示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分是由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金急冷成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上，冷却析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中任何一种或其两种，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素、表示组成比的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％。
本发明的第二高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，由下式表示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成、其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金急冷成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上、冷却析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素、M’是从Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上的元素、表示组成比的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％。
本发明的第二高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，是为了解决上述问题，在上述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，在320℃下加热100小时的铁损变化率20％以下，饱和磁通密度1.5T以上、导磁率30000以上。
本发明的第二高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，破坏应变做成10×10-3以上。
本发明的第三高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，含有Fe、Zr、Nb及B，进而含有Zn、组织的至少50％以上由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金构成。
本发明的第三高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，在上述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，在320℃下加热100小时的铁损变化率为20％以下、饱和磁通密度为1.5T以上，导磁率为30000以上。
本发明的第三高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，由下式表示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金急冷成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnz但是，Q是Co、Ni中任何一种或其两种，表示组成比的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。
本发明的第三高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，由下式表示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成、其余部分是由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金急冷成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上、冷却析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnzM’u但是，Q是Co、Ni中任何一种或其两种，M’是由Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上的元素、表示组成比的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。
本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，为了解决上述问题，破坏应变做成10×10-3以上。
本发明的低铁损磁芯是使用上述Fe基软磁性合金的。本发明的低铁损磁芯是由饱和磁通密度1.5T以上的低铁损Fe基软磁性合金构成的。
进而，本发明的低铁损磁芯是由频率50Hz下、外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下的低铁损Fe基软磁性合金构成的。
本发明的低铁损磁芯，是在200℃下，时效500小时前后的铁损变化率是10％以下的低铁损Fe基软磁性合金构成的。
本发明的低铁损磁芯是由破坏应变1.0×10-2以上的低铁损Fe基软磁性合金的薄带构成。
本发明的低铁损磁芯是由上述低铁损Fe基软磁性合金的薄带形成的环状体1或2枚以上叠层而成。
另外，本发明的低铁损磁芯是将上述低铁损Fe基软磁性合金薄带卷绕，做成环状而构成的。
为了达到上述目的，本发明的Fe基软磁性合金的制法采用如下构成。
本发明的第一制造方法，是对于如下的各种合金，将达到其热处理工序的热处理温度的升温速度控制在10℃/分钟以上200℃/分钟以下。
另外，更优选的是将该升温速度设定在30℃/分钟以上100℃/分钟以下。
进而，除上述之外，将上述热处理温度设定在490℃以上670℃以下的同时，最优选的是控制在500℃以上560℃以下。
本发明的Fe基软磁性合金的第二制造方法是在将坩埚内熔融的以Fe为主成份、含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素M和B的合金溶液，通过喷嘴喷向冷却辊，在该冷却辊上得到急冷凝固的Fe基软磁性合金的制法中，从上述喷嘴喷出的上述溶液温度低于1350℃。
另外，在该方法中，将急冷凝固的非晶质状态的上述合金加热到结晶化温度以上，析出bccFe的结晶粒。进而，将上述溶液的喷出温度控制在1240℃以上。
上述的Fe基软磁性合金，由组织的至少50％以上是平均结晶粒径100nm以下的bccFe作为主体的微结晶粒构成、其余部分具有非晶质相组织。
本发明的第三Fe基磁性合金的制造方法，为了解决上述问题，是将以Fe作为主成份、含有从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素的M和B的非晶质合金，通过第一热处理，做成以平均结晶粒径30nm以下的微细bcc结构的Fe的结晶粒作为主体，做成含有非晶质相的微结晶合金后，以100℃以上，上述第一热处理温度的保持温度以下的保持温度，进行第二热处理。
另外，本发明的第三Fe基软磁性合金的制造方法，为了解决上述问题，在上述的Fe基软磁性合金的制法中，上述第二热处理的保持温度控制在200～400℃。
进而，本发明的第三Fe基软磁性合金的制造方法，为了解决上述问题，在上述的Fe基软磁性合金的制法中，保持上述第二热处理0.5～100小时。
另外，本发明的第三Fe基软磁性合金的制造方法，为了解决上述问题，在上述的Fe基软磁性合金的制法中，保持上述第二热处理1～30小时。
另外，本发明的第三Fe基软磁性合金的制造方法，为了解决上述问题，在上述的Fe基软磁性合金的制法中，以10～200℃/分钟的升温速度进行上述第一热处理。
进而，本发明的Fe基软磁性合金的制造方法，为了解决上述问题，在上述的Fe基软磁性合金的制法中，上述第一热处理的保持温度是500～800℃。
另外，上述本发明的第一至第三的Fe基软磁性合金的制造方法，作为上述Fe基软磁性合金，优选的是使用下述组成式所表示的。
(Fe1-aZa)bBxMy但是，Z是Ni、Co中的一种或两种以上的元素，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素，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基软磁性合金也可以是用下述组成式表示的。
(Fe1-aZa)bBxMyXz但是，Z是Ni、Co中的一种或两种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素，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基软磁性合金也可以是用下述组成式表示的。
(Fe1-aZa)bBxMyTt但是，Z是Ni、Co中的一种或两种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素，T是从Cu、Ag、Au、Pd、Pt中选出的一种或两种以上的元素，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基软磁性合金也可以是用下述组成式表示的。
(Fe1-aZa)bBxMyTtXz但是，Z是Ni、Co中的一种或两种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素，T是从Cu、Ag、Au、Pd、Pt中选出的一种或两种以上的元素，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基软磁性合金，也可使用第一至第三的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金。
下面结合
本发明的实施例。
图1是以制造本发明合金的装置的一例的一部分作为断面的构成图。
图2是表示投入到制造本发明合金时所用的坩埚中的Zn量和得到的合金薄带试样的Zn分析值的关系图。
图3是表示本发明实施例的低铁损磁芯的分解斜视图。
图4是表示本发明实施例的其它的低铁损磁芯的分解斜视图。
图5是表示使用本发明的低铁损磁芯的共态轭流圈的斜视图。
图6是表示本发明的第三Fe基软磁性合金制造方法的热处理图形显示图。
图7是表示本发明的第三Fe基软磁性合金制造方法的热处理图形另一例的图。
图8是表示由Fe85.75Zr2Nb4B8.25组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，在热处理前的X线衍射分析结果图。
图9是表示Fe85.75Zr2Nb4B8.25组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，在热处理后的X线衍射分析结果图。
图10是表示Zr和Nb的总量是5原子％的软磁性合金的组成和顽磁力(Hc)的关系图。
图11是表示Zr和Nb的总量是5原子％的软磁性合金的组成和1kHz的导磁率(μ’)的关系图。
图12是表示Zr和Nb的总量是5原子％的软磁性合金的组成与10Oe的外加磁场中的饱和磁通密度(B10)的关系图。
图13是表示Zr和Nb的总量是5原子％的软磁性合金的组成与残留磁化(Br)的关系图。
图14是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)的关系图。
图15是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)的关系图。
图16是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与10Oe的外加磁场中的饱和磁通密度(B10)的关系图。
图17是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与残留磁化(Br)的关系图。
图18是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)达到最小时的热处理温度(Ta)的关系图。
图19是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)达到最大时的热处理温度(Ta)的关系图。
图20是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图21是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与从bcc-Fe相在高温侧析出的化合物相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图22是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与FeBx相的结晶化温度(Tx2)的关系图。
图23是表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的组成与结晶化温度的间隔(ΔTx)的关系图。
图24是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)的关系图。
图25是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)的关系图。
图26是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与10Oe的外加磁场中的饱和磁通密度(B10)的关系图。
图27是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与残留磁化(Br)的关系图。
图28是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的平均结晶粒径的关系图。
图29是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与磁致伸缩常数(λs)的关系图。
图30是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)达到最小时的热处理温度(Ta)的关系图。
图31是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)达到最大时的热处理温度(Ta)的关系图。
图32是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图33是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与FeBx相的结晶化温度(Tx2)的关系图。
图34是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与从bcc-Fe相在高温侧析出的化合物相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图35是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的组成与结晶化温度的间隔(ΔTx)的关系图。
图36是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)的关系图。
图37是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)的关系图。
图38是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与10Oe的外加磁场中的饱和磁通密度(B10)的关系图。
图39是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与残留磁化(Br)的关系图。
图40是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的平均结晶粒径的关系图。
图41是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与磁致伸缩常数(λs)的关系图。
图42是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)达到最小时的热处理温度(Ta)的关系图。
图43是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)达到最大时的热处理温度(Ta)的关系图。
图44是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图45是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与从bcc-Fe相在高温侧析出的化合物相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图46是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与FeBx相的结晶化温度(Tx2)的关系图。
图47是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的组成与结晶化温度的间隔(ΔTx)的关系图。
图48是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)的关系图。
图49是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)的关系图。
图50是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与10Oe的外加磁场中的饱和磁通密度(B10)的关系图。
图51是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与残留磁化(Br)的关系图。
图52是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的平均结晶粒径的关系图。
图53是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与磁致伸缩常数(λs)的关系图。
图54是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与顽磁力(Hc)达到最小时的热处理温度(Ta)的关系图。
图55是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与导磁率(μ’)达到最大时的热处理温度(Ta)的关系图。
图56是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图57是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与FeBx相的结晶化温度(Tx2)的关系图。
图58是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与从bcc-Fe相在高温侧析出的化合物相的结晶化温度(Tx1)的关系图。
图59是表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的组成与结晶化温度的间隔(ΔTx)的关系图。
图60是表示Zr和Nb的组成比与顽磁力(Hc)的关系图。
图61是表示Zr和Nb的组成比与结晶化温度的间隔(ΔTx)的关系图。
图62是表示Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe90Zr7B3、Fe84Nb7B9组成的软磁性合金的热处理温度(Ta)与破坏应变(λf)的关系图。
图63是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的软磁性含金的磁通密度(Bm)与铁损的关系图。
图64是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9组成的软磁性合金的磁通密度(Bm)与铁损的关系图。
图65是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的软磁性合金的铁损随时间变化图。
图66是表示Fe78Si9B13、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的软磁性合金的磁通密度(Bm)与铁损变化率的关系图。
图67是表示Fe78Si9B13、Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的软磁性合金的铁损随时间变化图。
图68是表示Fe78Si9B13、Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的软磁性合金的铁损变化率随时间变化图。
图69是本发明组成系的(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的试样的热处理前后的X线衍射图。
图70是表示测定与本发明组成系类似的组成系FecZrdNbeBf组成的试样顽磁力的结果和对于该组成系，在0.034～0.142原子％范围中添加Zn的组成系(FecZrdNbeBf)100-zZnz组成的试样顽磁力的结果的三角组成图。
图71是表示对于与图70所表示试验结果的试样相同组成的试样，测定在1kHz下的导磁率(μ’导磁率的实数部分)结果的三角组成图。
图72是表示对于与图71所表示试验结果的试样相同组成的试样，从外加磁场10Oe得到的磁化曲线求出的饱和磁通密度(B10)的三角组成图。
图73是表示在先试样的残留磁通密度(Br)测定结果的三角组成图。
图74是表示在先试样的第一结晶化温度(Tx1是bcc-Fe的结晶化温度)的三角组成图。
图75是表示在先试样的中间结晶化温度(Tx1’是化合物相的结晶化温度)的三角组成图。
图76是表示在先试样的第二结晶化温度(Tx2是化合物相的结晶化温度)的三角组成图。
图77是表示对于在先试样，用Tx2-Tx1表示的ΔTx的三角组成图。
图78是表示在与本发明组成类似的组成系中不含Zn的组成系的试样的结晶粒径的三角组成图。
图79是表示在与本发明组成类似的组成系中不含Zn的组成系的试样的磁致伸缩(λs)的三角组成图。
图80是表示添加Zn的本发明组成系合金试样的结晶粒径(D)的Zn浓度依存性图。
图81是表示添加Zn的本发明组成系合金试样的磁致伸缩(λs)的Zn浓度依存性图。
图82是表示对于在Fe85.75Zr2Nb4B8.25组成的合金试样中加入0.12原子％或0.13原子％的Zn的试样，用交流磁化特性测定装置测定铁损的结果，与比较例的Fe78Si9B13的组成的薄带试样的数值的比较图。
图83是表示Fe78Si9B13组成的比较例试样、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的比较例试样和Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的本发明合金试样的铁损随时间变化(在200℃加热后，在常温下测定)图。
图84是表示使用与图17所用的试样相同组成的试样，在320℃加热规定时间后，在室温下的铁损图。
图85是表示图18所示的铁损的时间变化率图。
图86是表示板厚分别为20μm的薄带试样对于各种组成的比较例试样和本发明合金试样的弯曲直径和破坏应变的值。
图87是表示对于由磁化的温度变化求出的非晶质相的居里温度变化的Zn浓度依存性图。
图88是表示对于由磁化的温度变化求出的薄带试样的居里温度变化的Zn浓度依存性图。
图89是表示FeNbB系合金的顽磁力的Zn浓度依存性图。
图90是表示FeNbB系合金的导磁率的Zn浓度依存性图。
图91是表示FeZrNbB系合金的顽磁力的Zn浓度依存性图。
图92是表示FeZrNbB系合金的导磁率的Zn浓度依存性图。
图93是表示Zr和Nb的总量含有4原子％的试样的顽磁力的三角组成图。
图94是表示对于组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金进行达到热处理温度Ta后的保持时间为0分钟的热处理，其热处理温度Ta及升温速度与上述合金的导磁率μ’的关系图。
图95是表示对于组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金进行达到热处理温度Ta后的保持时间为0分钟的热处理，其热处理温度Ta及升温速度和上述合金的顽磁力Hc的关系图。
图96是表示在图94中，将保持时间取为5分钟时的导磁率μ’的图。
图97是表示在图95中，将保持时间取为5分钟时的顽磁力Hc的图。
图98是表示在图94中，将保持时间取为10分钟时的导磁率μ’的图。
图99是表示在图95中，将保持时间取为10分钟时的顽磁力Hc的图。
图100是表示在图94中，将保持时间取为30分钟时的导磁率μ’的图。
图101是表示在图95中，将保持时间取为30分钟时的顽磁力Hc的图。
图102是表示在图94中，将保持时间取为60分钟时的导磁率μ’的图。
图103是表示在图95中，将保持时间取为60分钟时的顽磁力Hc的图。
图104是将喷出温度为1280℃的图94、图96、图98、图100及图102所示的导磁率μ’表示在同一图内的图。
图105是将喷出温度为1280℃的图94、图96、图98、图100及图102所示的顽磁力Hc表示在同一图内的图。
图106是表示只将图104中的保持时间为0、10及60分钟的导磁率μ’摘录的图。
图107是表示只将图105中的保持时间为0、10及60分钟的顽磁力Hc摘录的图。
图108是表示只将图104中的保持时间为5及30分钟的导磁率μ’摘录的图。
图109是表示只将图105中的保持时间为5及30分钟的顽磁力Hc摘录的图。
图110是将喷出温度为1320℃的图95、图97、图99、图101及图103所示的导磁率μ’表示在同一图内的图。
图111是将喷出温度为1320℃的图95、图97、图99、图101及图103所示的顽磁力Hc表示在同一图内的图。
图112是表示只将图110中的保持时间为0、10及60分钟的导磁率μ’摘录的图。
图113是表示只将在图111中的保持时间为0、10及60分钟的顽磁力Hc摘录的图。
图114是表示只将在图110中的保持时间为5及30分钟的导磁率μ’摘录的图。
图115是表示只将在图111中的保持时间为5及30分钟的顽磁力Hc摘录的图。
图116是表示对于组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金，进行达到热处理温度Ta后的保持时间为5分钟的热处理，其热处理温度Ta及升温速度和上述合金的导磁率μ’的关系图。
图117是表示对于组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金，进行达到热处理温度Ta后的保持时间为5分钟的热处理，其热处理温度Ta及升温速度和上述合金的顽磁力Hc的关系图。
图118是表示在图116中，组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1时的导磁率μ’的图。
图119是表示在图117中，组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1时的顽磁力Hc的图。
图120是表示在图116中，组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn2时的导磁率μ’的图。
图121是表示在图117中，组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn2时的顽磁力Hc的图。
图122是表示在图116中，组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn3时的导磁率μ’的图。
图123是表示在图117中，组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn3时的顽磁力Hc的图。
图124是表示将喷出温度为1260℃的图116、图118、图120及图122所示的导磁率μ’表示在同一图内的图。
图125是表示将喷出温度为1260℃的图117、图119、图121及图123所示的顽磁力Hc表示在同一图内的图。
图126是表示将喷出温度为1300℃的图116、图118、图120及图122所示的导磁率μ’表示在同一图内的图。
图127是表示将喷出温度为1300℃的图117、图119、图121及图123所示的顽磁力Hc表示在同一图内的图。
图128是表示各种组成的软磁性合金的顽磁力(Hc)的第二热处理时间依存性的图。
图129是表示各种组成的软磁性合金的导磁率的第二热处理时间依存性的图。
首先，对本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金加以说明。
本发明的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金通常是通过将上述组成的非晶质相作为主体的合金从金属溶液中急冷的工序，将在此工序中得到的合金进行加热、冷却，使微细结晶粒构成的微细结晶质组织析出的热处理而得到的。
上述组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，由于是由组织的50％以上，优选的是70％以上的平均结晶粒径100nm以下，最优选的是300nm以下的bcc-Fe相(体心立方结构的Fe相)为主体的微细结晶粒组成的微细结晶质组织和残余部非晶质组织作为主体而构成，所以显示了磁致伸缩小、高饱和磁通密度和优良的导磁率。
在本发明的组成系中，作为主成份的Fe是带有磁性的元素，为了得到高饱和磁通密度和优良的软磁性特性是重要的。
这些组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，表示Fe的组成比的a是80原子％以上。若a低于80原子％，饱和磁通密度不能达到1.5T以上，所以不理想。
另外，Fe的组成比a，优选的是83原子％以上，最优选的是85原子％以上86原子％以下。
为了得到饱和磁通密度1.5T以上，在满足其它添加元素的添加范围的基础上，尽可能多地含有Fe是必要的，鉴于其它的添加元素量，含有超过80原子％的量，可容易地得到如后述实施例中的1.5T以上的饱和磁通密度。另外，若a在85原子％以上时，饱和磁通密度可达到1.6T以上。
另外，a要在86原子％以下，若a超过86原子％时，通过液体急冷法难以得到非晶质单相，其结果，热处理后得到的合金组织不均匀，得不到高导磁率，所以不理想。
另外，为了调整磁致伸缩等，一部分Fe也可以用Co或Ni取代，此时，优选的是Fe为10％，最优选的是为5％以下。若在此范围之外，导磁率变差。
在本发明中，为了容易得到非晶质相，需要同时含有非晶质形成能高的Zr和Nb。
另外，对于B考虑其具有提高本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的非晶质形成能的效果，及在上述热处理中有抑制对磁特性产生不良影响的化合物相的生成的效果，为此必须添加B。
为了从合金金属溶液急冷，得到非晶质相，上述Zr、Nb是重要的元素，这对于通过热处理，从该非晶质相析出bcc-Fe相的微结晶粒，兼有1.5T以上的高饱和磁通密度和高导磁率是非常重要的。
将Zr的组成比作为x、Nb的组成比作为y时，若它们的总量(x+y)是5原子％以上，而不加这些元素时，就得不到必要量的非晶质相。另外，若(x+y)的值超过7原子％时，饱和磁通密度差，软磁特性也差，所以不理想。
进而，通过将Zr和Nb的组成比设成1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6的范围，使高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的导磁率及饱和磁通密度进一步提高的同时，铁损变得极小。特别是数100Hz以下的低频率范围的铁损显著降低，进而，铁损的随时间变化也变小。
另外，Zr和Nb的总量，优选的是5原子％以上7原子％以下，最优选的是5.7原子％以上6.5原子％以下。进而，Zr和Nb的组成比，最优选的是x/(x+y)＝2/6。
另外，为了得到优良的软磁特性，Zr的组成比x，优选的是在0.5原子％以上3.5原子％以下、最优选的是在1.5原子％以上2.5原子％以下。进而，为了得到优良的软磁特性，Nb的组成比y，优选的是在3原子％以上5.5原子％以下，最优选的是3.5原子％以上5.0原子％以下。
另外，如上所述，B也具有非晶质形成能，所以与Zr、Nb一起有助于非晶质生成，但若添加到必要以上，则导磁率降低，另外，在与Fe之间形成使磁特性变差的化合物相的趋势增高，因此有必要将组成比Z控制在5原子％以上12.5原子％以下，优选的是6原子％以上9.5原子％以下，最优选的是8原子％以上9原子％以下。
另外，通过将Zr及Nb控制到对于bcc-Fe几乎不固溶，将合金急冷，进行非晶质化，然后，进行热处理，使其结晶化，可将Zr和Nb过饱和地固溶在bcc-Fe中。通过该热处理，调节这些元素的固溶量，可作为微细结晶质组织析出，有使得到的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的软磁特性提高，合金薄带的磁致伸缩变小的作用。
另外，为了控制微细结晶质组织析出，其微细结晶质组织中的结晶粒粗大化，有必要将能阻碍结晶粒成长的非晶质相残存在晶粒边界中。
进而，可考虑在该晶粒边界非晶质相中，通过热处理温度的升高，吸收从bcc-Fe相排出的Zr、Nb，以抑制软磁特性变差的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，为了改善即使这些元素以外的耐腐蚀性，也可添加Ru、Rh、Pd、Os、Ir、Pt等铂族元素。若这些元素添加量多于5原子％，由于饱和磁通密度显著变差，所以有必要将添加量控制在5原子％以下。
另外，根据需要，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，调节高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的磁致伸缩。
此外，在上述组成系的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，对于H、N、O、S等不可避免的杂质，优选的是含有不使所希望的特性变差的程度，当然，也可含有0.1原子％以下。
另外，本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，将上述bcc-Fe相的结晶化温度作为Tx1，将Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度作为Tx2，将结晶化温度的间隔(ΔTx)作为ΔTx＝Tx2-Tx1时，优选的是200℃≤ΔTx。
在此，所说的其它化合物相，如上所述，从Tx1的高温侧，做成bcc-Fe相的下一部结晶化相，但其相的组成，可认为是Fe3B或Fe2B。
若将通过急冷制成的非晶质相作为主体的合金升温，首先，由于bcc-Fe相的结晶化而引起放热反应，空出一定温度间隔，由其它的化合物相(Fe3B或Fe2B等)的结晶化也可引起放热反应。这些放热反应，例如通过对于急冷后的合金进行差热分析(DTA测定)，得到DTA曲线上的放热峰，可求出各个结晶化温度(Tx1、Tx2)，进而，也可求出结晶化温度的间隔(ΔTx)。
若这样求出的结晶化温度的间隔(ΔTx)在200℃以上，由于bcc-Fe相和化合物相的结晶化温度间隔变宽，所以可在最适宜的条件下将合金进行热处理，仅bcc-Fe相析出而抑制其它化合物相析出，而提高了高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的软磁特性。
具体地，优选的是将合金的热处理温度Ta控制在Tx1＜Ta＜Tx2的范围。
进而，在DTA测定中，在Tx1和Tx2之间，有时有其它的相析出。对于其它相的组成还不清楚，但其它相的析出有通过高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的组成控制的趋势，特别是，若提高B的组成比，容易析出，所以不一定认为是B和其它添加元素的化合物相。
将该其它相的结晶化温度设为Tx1’时，可将结晶化温度的间隔(ΔTx)设成ΔTx＝Tx1’-Tx1。即对于此时的结晶化温度的间隔(ΔTx)，当然优选的是200℃以上。
另外，在该其它相析出时，优选的是将合金的热处理温度Ta控制在Tx1＜Ta＜Tx1’的范围。
更具体地，优选的热处理条件是将升温速度设在10℃/分钟以上，更优选的是10℃/分钟以上200℃/分钟以下，最优选的是30℃/分钟以上100℃/分钟以下，热处理温度Ta在490℃以上670℃以下，最优选的是500℃以上560℃以下，保持时间无或1小时以下。
另外，将热处理的环境设成真空中或惰性气体环境，但优选的是可防止合金氧化。
由上述结构组成的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其饱和磁通密度在1.5T以上、频率在50Hz下外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下、在200℃下时效500小时前后的铁损变化率为10％以下。另外，该高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金具有1.0×10-2以上的破坏应变。
上述的第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，组织的50％以上做成以平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe相为主体的微细结晶质组织，且由下式所示的组成而构成，所以可提高导磁率及饱和磁通密度、铁损变小。
FeaZrxNbyBz但是，表示组成比的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，上述第一高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，由于将上述bcc-Fe相的结晶化温度取为Tx1，从Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度取为Tx2，结晶化温度的间隔(ΔTx)取为ΔTx＝Tx2-Tx1时，是200℃≤ΔTx，所以bcc-Fe相和在该bcc-Fe相的高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度间隔大，将合金在最适宜的条件下进行热处理，可只有bcc-Fe相析出，而抑制其它化合物相析出，提高软磁性合金的软磁特性。
以下，对于本发明的第二高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金加以说明。本软磁性合金的具体的一个方案，是由下式所示的组成而构成的，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe作为主体的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成、上述bcc-Fe为主体的微细结晶粒是将后述组成的合金(金属溶液)急冷、做成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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％。
本发明的第二软磁性合金的另一个具体的方案，是在上述的组成中，省略了元素Q的组成式，即是具有用FebBxMyZnz表示的组成。在该组成式中，各元素的比例与上述的方案相同。
本发明的第二软磁性合金的又一具体方案，是由下式表示的组成构成，组织的至少50％以上是以平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe作为主体的微细结晶粒构成、其余部分由非晶质合金相构成，上述bcc-Fe作为主体的微细结晶粒是将后述组合的合金(金属溶液)急冷，做成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的。
(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素，M’是从Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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％。
上述组成的软磁性合金通常可通过将后述的合金从金属溶液中急冷，得到非晶质单相或含有一部分结晶质的非晶质合金薄带或非晶质合金粉末的工序和将由该工序得到的物质进行加热，使微细结晶粒析出的热处理工序而得到。但是，在上述合金组成中，Zn与其它元素相比较，有容易蒸发消失的倾向，所以必须设定制作如下详细说明的金属溶液时投入的Zn量比上述组成式的范围多。
另外，用上述的急冷法得到的物质可以是薄带状，也可以是粉末状，将得到的物质成彤加工或机械加工成所希望的形状后，也可进行热处理，这是必然的。
在上述组成的软磁性合金中一定要添加B。对于B，有提高软磁性合金的非晶质形成能的效果，提高Fe-M(＝Zr，Hf，Nb等)系微细结晶合金的热稳定性，可成为结晶粒成长的阻挡层，及将热稳定的非晶质相残存在晶粒边界中的效果。该结果，可得到在后述的热处理工序中，在400至750℃的热处理条件下，以对磁特性不给予不良影响的粒径100nm以下(具体地是30nm以下)的微细的体心立方结构(bcc结构)的结晶粒作为主体的组织。该B的含量，优选的是5原子％以上.12.5原子％以下，更优选的是6原子％以上，9.5原子％以下，最优选的是8原子％以上，9.0原子％以下的范围。
另外，根据需要，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，也可调节软磁性合金的磁致伸缩。
涉及具有Al、Si、C、P等非晶质形成能的元素，即使在不降低本申请发明合金的特性范围下含有也没关系，这些元素的含量，优选的是1原子％以下。另外，作为H、N、O、S等不可避免的不纯物元素，优选的是不使所希望的特性变差的程度，含有0.1原子％也是没关系的。
在上述组成的软磁性合金中，涉及用M表示的Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W，为了容易得到非晶质相，优选的是有必要含有非晶质形成能高的Zr、Hf、Nb。另外，可将Zr、Hf、Nb的一部分与周期表4A～6A族元素中的Ti、V、Ta、Mo、W进行置换。
另外，Zr、Nb等本来对于bcc-Fe几乎不固溶，但可通过将合金金属溶液急冷进行非晶质化，然后，进行热处理而结晶化，将Zr、Nb等过饱和地固溶在bcc-Fe中，调节该固溶量，使磁致伸缩变小。即，在热处理条件下，可调节Zr、Nb的固溶量，由此调节磁致伸缩，使其值变小。
因此，为了得到低的磁致伸缩，有必要在广泛热处理条件下得到微细的结晶组织，通过添加上述的B，在广泛的热处理条件下，可得到微细的结晶组织，可使小的磁致伸缩和小的结晶磁异向性共存，其结果可具有优良的磁特性。
可是，为了使上述的添加元素中的铁损减小，将Zr和Nb的比例控制在规定范围内是特别有效的，在将上述的Zr和Nb作为主体进行添加时，这些总量优选的是5≤(Zr含量+Nb含量)≤7.5，最优选的是5.7≤(Zr含量+Nb含量)≤6.5。
另外，优选的是将(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)的值控制在1.5/6～2.5/6的范围内。若用公式表示此关系，即1.5/6≤(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)≤2.5/6。
另外，在该关系式范围中，最优选的是(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)＝2/6。
进而，根据需要，在上述组成中添加Cr、Ru、Rh、Ir，可改善耐腐蚀性，但为了很好地保持饱和磁通密度，优选的是将这些元素添加量控制在5原子％以下，若全面考虑饱和磁通密度、软磁特性和铁损，最优选的是1原子％以下的含量。
用特殊方法，将Fe-M(＝Zr、Hf)系的非结晶合金进行一部分结晶化，可得到微细结晶组织，这是本发明者们在1980年，“CONFERENCE ON METALLIC SCIENCE AND TECHNOLGYBUDAPEST”的第217页～第221页中发表的。本次公开的组成也可得到相同的效果，这在以后的研究中已表明，其结果完成本申请发明，但可得到该微细结晶组织的理由，可认为是在为制造该系的合金的非晶质相形成阶段的急冷状态下已经产生组成波动，该波动就成为不均一核生成的部位，大多发生均一且微细的核的缘故。
上述组成的软磁性合金的Fe含量或Fe、Co、Ni的各含量，在80原子％以上，优选的是低于90原子％。这是由于若这些含量超过90原子％时，就得不到高导磁率，但为了得到饱和磁通密度1.55T以上，优选的是在83～87原子％的范围(以下，只要不特别标记，由于用～表示的数值范围包括上限和下限，所以83～87原子％是指83原子％以上，87原子％以下)，最优选的是85～86原子％的范围。另外，若不含80％以上的铁，就得不到所希望的饱和磁通密度。
以下，在上述组成的软磁性合金中的Zn含量中，优选的是0.025原子％以上，且0.2原子％以下的范围。只要在该范围内添加，就使1.5T以上的高饱和磁通密度不降低，顽磁力和铁损变低，导磁率也高。
另外，对于Zn的含量，优选的是0.034原子％以上，且0.16原子％以下的范围，若在该范围，可得到更低的铁损、高饱和磁通密度和随时间变化少的软磁性合金。
但是，Zn的熔点是419.5℃、沸点是908℃，所以在将上述组成的软磁性合金在坩埚中做成金属溶液时，由于将溶融温度设定在1240～1350℃左右，所以大部分Zn蒸发消失。
对于将上述组成的合金金属溶液急冷后做成非晶质合金时，由于进行将该金属溶液吹入冷却辊等冷却体进行急冷或实施在冷却气体中喷出的喷散法，所以为了使Zn仅以上述范围的量含在急冷合金中，作为投入坩埚中的合金组成，必须投入超过上述Zn量的Zn。
即，按照本发明者的研究表明，在使用1240～1350℃左右的金属溶液，用急冷法从该金属溶液中得到薄带状或粉末状等合金时，优选的是投入目的组成的20倍以上的量。
图1是表示将本发明组成的软磁性合金做成薄带状的制造装置的一个例子，通过排气管1a，与真空泵1连接，在可真空排气的腔2的内部设置可旋转自如的铜制或钢制冷却辊3。在该冷却辊3的上方备有石英制喷嘴5的坩埚6、对于坩埚6，通过气体供给管7a连接气体供给源7，以使在坩埚6内可附加Ar气体压力，对于腔2，通过气体供给管8a，连接气体供给源8，以为了调节另外用途的腔2内部的Ar气体等非氧化性气体减压氖围。另外，在坩埚6的上端部装有盖部件，连接气体供给管7a的顶端，以贯通该盖部件，可将坩埚6的内部加压成腔2的内部压力而构成。
坩埚6的底部外周设有加热器9、将投入到坩埚6中的合金原料加热、熔融，得到金属溶液的同时，从上述气体供给源7，在坩埚6的内部附加Ar气压，通过喷嘴5，在旋转中的冷却辊3的表面吹入金属溶液，可在冷却辊3的侧方得到如图1符号11表示的薄带而构成。
使用图1所示的制造装置，在将腔2的内部做成约160Torr的Ar气体等环境，(Fe0.94-tZr0.02Nb0.04Bt)100-zZnz、t＝0.08、0.0825、0.085组成的合金中，准备将Zn量(z)分别设定成1、2、3原子％的各金属溶液，喷入到将这些金属溶液旋转的冷却辊中制造薄带时，分析各薄带试样的Zn含量的结果如图2所示。
如图2所示结果表明，从在坩埚中加入1原子％的Zn原料得到的金属溶液制得的薄带试样中，残存0.035～0.0575原子％的Zn，从在坩埚1中加入2原子％的Zn得到的金属溶液制得的薄带试样中残存0.07～0.125原子％的Zn，从在坩埚1中加入3原子％的Zn得到的金属溶液制得的薄带试样中残存0.12～0.170原子％的Zn。从以上表明，为了使本发明所必需的0.025～0.2原子％的Zn含在急冷后的薄带试样中，作为金属溶液制成时的Zn原料加入量必须为0.5～4.0原子％比例的Zn。
因此，在以下的实施例中，将目的组成的20倍左右的原料Zn加入到坩埚中，用图1所示的装置制造薄带，可制成含有0.025～0.2原子％范围的Zn的软磁性合金试样。
另外，对于制造薄膜状物体时也有相同的考虑，优选的是使用予先富含容易消失的Zn的靶和蒸发源，进行成膜。
只要是用上述方法制造的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，就可在高饱和磁通密度和导磁率并存的同时，通过添加Zn，进一步提高导磁率、降低顽磁力的同时，提供破坏应变大、弯曲强的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金。
以下，对于本发明的第三高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金加以说明。
本发明的合金的一个方案，是含有Fe作为主成份，含Zr、Nb、B，进而含有Zn，组织的至少50％以上是平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe作为主成份的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成。
本发明的软磁性合金的更具体的一个方案，是由下式表示的组成构成、组织的至少50％以上是平均结晶粒径100nm以下的bccFe作为主体的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe作为主体的微细结晶粒是将后述组成的合金(金属溶液)进行急冷、做成大致非晶质相的单相结构后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnz但是，Q是Co、Ni中任何一种或它们两种，表示组成比的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。
本发明的软磁性合金的又一具体方案，是由下式表示的组成构成的，组织的至少50％以上是平均结晶粒径100nm以下的bccFe作为主体的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe作为主体的微细结晶粒是将后述组成的合金(金属溶液)进行急冷、做成大致非晶质相的单相结构后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上，冷却、析出的。
(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnzM’u但是，Q是Co、Ni中任何一种或它们两种，M’是从Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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。
上述组成的软磁性合金是通过将上述组成的合金从金属溶液中进行急冷，得到非晶质相或含有一部分结晶质的非晶质合金薄带或非晶质合金粉末的工序和将该工序得到的物质进行加热，析出微细的结晶粒的热处理工序而得到的。
但是，在上述合金组成中，与第二软磁性合金相同，Zn比其它元素容易蒸发、消失，所以如上所述，有必要设定制作金属溶液时投入的Zn量比上述的组成式范围要多的量。另外，在制作薄膜时也必须调节同样的Zn量。
另外，用上述急冷法得到的物质可以是薄带状，也可以是粉末状或是薄膜状的，将得到的物质成形加工或机械加工成所希望的形状后，也可进行热处理。
对于上述组成的软磁性合金，一定要加入B。对于B，具有提高软磁性合金的非晶质形成能的效果，提高Fe-M(＝Zr、Hf、Nb等)系微细结晶合金的热稳定性，构成结晶粒成长的阻挡层的效果，将热稳定性的非晶质相残留在晶粒边界中的效果。其结果，在后述的热处理工序中，在400～750℃的广泛的热处理条件下，可得到对磁特性不给予不良影响的粒径100nm以下(具体地是30nm以下)的微细的体心立方结构(bcc结构)的结晶粒作为主体的组织。该B的含量，优选的是5原子％以上，12.5原子％以下，更优选的是6原子％以上，9.5原子％以下，最优选的是8原子％以上，9.0原子％以下的范围。
另外，根据需要，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，也可调节软磁性合金的磁致伸缩。
另外，在不使本申请发明合金的特性降低的范围内含有Al、Si、C、P等具有非晶质形成能元素也没关系，这些元素的含量，优选的是0.5原子％以下。另外，作为H、N、O、S等不可避免的杂质元素，是以不使所希望的特性变差地含有0.1原子％以下也没关系。
在上述组成的软磁性合金中，关于Zr、Nb，为了容易制作非晶质相，有必要含有非晶质形成能高的Zr、Nb。
另外，Zr、Nb等本来几乎不固溶于bccFe中，通过将合金金属溶液急冷，非晶质化，然后进行热处理，使其结晶化，可使Zr、Nb等过饱和地固溶在bccFe中，通过调节该固溶量，可使磁致伸缩变小。即，可在热处理条件下调节Zr、Nb的固溶量，由此，调节磁致伸缩，使其值变小。
因此，为了得到低的磁致伸缩，有必要在广泛的热处理条件下得到微细的结晶组织，通过添加上述的B，在广泛的热处理条件下可得到微细的结晶组织，使小的磁致伸缩和小的结晶磁异向性并存，其结果达到优良的磁特性。
可是，为了使铁损变得特别小，有必要将Zr和Nb的比例控制在规定的范围，在添加上述的Zr和Nb时，优选的是5≤(Zr含量+Nb含量)≤7.5、5.7≤(Zr含量+Nb含量)≤6.5的范围。
进而，优选的是将(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)的值控制在1.5/6～2.5/6的范围。若用式子表示该关系，为1.5/6≤(Zr含量)/(Zr含量+Nb含量)≤2.5/6，即，用表示Zr和Nb组成比的x和y描述该式，为1.5/6≤x/(x+y)≤2.5/6的关系。
另外，在该关系式的范围中，x/(x+y)＝2/6的关系成为最优选的值。
另外，为了得到优良的软磁特性，Zr的组合比x，优选的是0.5原子％以上，3.5原子％以下，最优选的是1.5原子％以上2.5原子％以下。进而，为了得到优良的软磁特性，Nb的组成比y，优选的是3原子％以上，5.5原子％以下，最优选的是3.5原子％以上，5.0原子％以下。
进而，在上述组成中，根据需要，添加Cr、Ru、Rh、Ir，可改善耐腐蚀性，但为了高度地保持饱和磁通密度，优选的是将这些元素的添加量做成5原子％以下，若全面地考虑饱和磁通密度，软磁特性和铁损等方面，优选的是含量为1原子％以下。
用特殊方法，使Fe-M(＝Zr、Hf)系的非结晶合金部分结晶化，可得到微细结晶组织，这是与上述第二软磁性合金相同的。
上述组成的软磁性合金的Fe含量或Fe、Co、Ni的各含量是80％以上，优选的是小于90原子％。这是由于这些含量若超过90原子％，就得不到高透磁率的缘故，但为了得到饱和磁通密度1.55T以上，更优选的是83～87原子％的范围，最优选的是85～86原子％的范围。另外，若Fe不含有80原子％以上时，就得不到希望的饱和磁通密度。
以下，对于上述组成的软磁性合金的Zn含量，优选的是0.025原子％以上，且0.2原子％以下的范围。只要在该范围内进行添加，就可使1.5T以上的高饱和磁通密度不降低，而使顽磁力和铁损降低，使导磁率也提高。
另外，对于Zn含量最优选的是0.034原子％以上，0.16原子％以下的范围，只要是该范围，就可得到更低的铁损，高饱和磁通密度和随时间变化少的软磁性合金。
可是，Zn的熔点是419.5℃，沸点是908℃，所以将上述组成的软磁性合金在坩埚中做成金属溶液时，由于将熔融温度设定在1240～1350℃左右，所以大部分的Zn蒸发、消失。这可以说是与上述第二软磁性合金相同的。
只要是如上述所制造的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，就可提供达到添加规定量的Zr和Nb产生的效果，在高饱和磁通密度与导磁率并存的同时，通过Zn的添加效果，使导磁率进一步提高，顽磁力降低的同时，提供破坏应变大、弯曲强的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金。
以下，对于本发明的低铁损磁芯的实施例加以详细说明。
本发明的低铁损磁芯，例如可做成环形的。这样环形的低铁损磁芯是用下述的急冷法，制成上述组成的低铁损Fe基软磁性合金薄带后，将该薄带冲床冲切，制得环，将该必要个数的环叠层而构成，或将低铁损Fe基软磁性合金的薄带卷绕成圆环形，将该磁芯例如用环氧系树脂覆盖或封入树脂壳，进行绝缘保护、卷绕，而得到低铁损的磁芯。
另外，为了制得EI铁心的磁芯，可将上述薄带冲床切成E型或I型，制成多个E型薄片和I型薄片后，将E型薄片和I型薄片叠层，制得E型芯和I型芯，将它们接合而得到。另外，将这些E型芯和I型芯的必要部分用例如环氧系树脂覆盖或插入树脂壳中，进行绝缘保护，经卷绕后，将E型的磁芯侧部和I型磁芯侧部接合，得到低铁损磁芯。另外，上述磁芯不受E型和I型组合的限制，即使是E型芯和E型芯、U型芯和I型芯、U型芯和U型芯中任何一种组合构成磁芯，都没关系。
图3和图4是表示螺旋形状的低铁损磁芯的一个例子，如图3所示的构成，是在上下两半中空圆环状的上壳20和下壳21内部，放置叠层了本发明的低铁损Fe基软磁性合金薄带的环的低铁损磁芯而构成的，如图4所示的构成，是在相同的上壳20和下壳21的内部，放置了将低铁损Fe基软磁性合金的薄带23卷绕并且整个由树脂覆盖构成的低铁损磁芯24而构成磁芯。另外，上述的上壳20和下壳21，只要适宜地使用就可以，仅用树脂覆盖构成磁芯就没有什么关系了。
另外，图5是表示将本发明的低铁损磁芯适用于共态轭流圈的例子。
该共态轭流圈25是三相使用，用于噪声过滤器的，它是由卷绕本发明的低铁损Fe基软磁性合金薄带，覆盖树脂而构成的磁芯26、分别卷绕在该磁芯26的三根卷线27和装在磁芯26中的绕线管28构成的。
构成上述薄带的低铁损Fe基软磁性合金，由于是由占组织的50％以上、优选的是70％以上的平均结晶粒径100nm以下，最优选的是30nm以下的bcc-Fe相(体心立方结构的Fe相)作为主体的微细结晶粒构成的微细结晶质组织和其余部分非晶质组织作为主体而构成的，所以磁致伸缩小，饱和磁通密度高并且具有优良的导磁率。
本发明的低铁损Fe基软磁性合金，通常可通过将上述组成的非晶质相作为主体的合金，从金属溶液中急冷得到的工序，以及将该工序得到的合金加热、冷却，使微细的结晶粒构成的微细结晶质组织析出的热处理而得到的。这些低铁损Fe基软磁性合金的组成适用于第一至第三低铁损Fe基软磁性合金，而可以很好地实施。
由这样的软磁性合金构成的低铁损磁芯，由于软磁特性优良，铁损小，所以作为低频率变压器、脉冲变压器、电流变压器、电杆变压器等各种变压器的磁芯，另外，作为轭流圈、电感线圈等的各种线圈的磁芯，可适宜地使用。
上述的低铁损磁芯，做成组织的50％以上是平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe相作为主体的微细结晶质组织，优选的是由上述的第一至第三低铁损Fe基软磁性合金构成，该软磁性合金由于导磁率及饱和磁通密度高、铁损小，所以在将由这样的软磁性合金构成的低铁损的磁芯例如用于变压器时，可使电能损失减小的同时将磁芯自身的发热量抑制到很低。
进而，本发明的低铁损Fe基软磁性合金的破坏应变大到1.0×10-2以上，所以例如在将该软磁性合金的形状做成薄带时，薄带的弯曲加工性优良，可将薄带容易地卷绕，形成环状的磁芯。
以下，对于本发明的第一制造方法加以说明。
在本发明中，将用图1所示的制造装置制造的非晶质合金薄带进行热处理，以bccFe作为主体的微结晶组织析出。在本发明的第一制造方法中，达到所规定的热处理温度的升温速度优选的可设成10℃/分钟以上200℃/分钟以下、更优选的是20℃/分钟以上100℃/分钟以下、最优选的是20℃/分钟以上40℃/分钟以下。另外，若减慢升温速度时，存在工时变大，得不到充分的磁特性的问题，相反，若过快，热处理炉不能适应高的升温速度，若热处理的合金变大，热难以传至合金的内部，所以热传导不均，难以得到均匀的结晶组织，磁特性变差。另外，为了将大型的合金以均匀且高的升温速度进行热处理，热处理炉必须具有复杂结构，这使得制造设备成本提高。
在本发明中，即使不使升温速度特别快，也可得到优良的磁特性，且发现可得到临界的优良的软磁特性的升温速度，很好地适用于本发明的制造方法。
可是，对于上述热处理温度，在本发明中，一般若遵守以下规则就可制成高特性的合金。即，若将bccFe的结晶化温度做成Tx1[℃]、将从该Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度做成Tx2[℃]，优选的是Tx1、Tx2两者的温度间隔Tx(＝Tx2-Tx1)要尽可能地大。具体地说，可以做成Tx≥200℃，其原因在于作为本发明的合金，是站在得到以非晶质合金相作为主体的bccFe的微细结晶粒的观点说的，所以通过达到上述Tx2的热处理，必须避免其余的化合物相的结晶化。这样，bccFe相和化合物相的结晶化温度的间隔变大，所以可在最适宜的条件下热处理合金，只有bccFe相析出，抑制其它化合物相析出，可提高高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的软磁特性。具体地，将上述的热处理温度做成Ta时，优选的是满足Tx1＜Ta＜Tx2的条件。
另外，在此所说的在上述Tx2中结晶化的化合物相，可认为在以下说明的第一至第三情况下的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，具体指Fe3B、Fe2B等。
另外，在上述Tx1与Tx2的中间值Tx1’[℃]中，往往进行其它化合物相的结晶化。本发明中，该其它相的组成不清楚，但该其它相的析出有受高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的组成影响的倾向，特别是若B的组成比过高，容易析出，所以可认为是B和其它添加元素的化合物相。但是，此事不能确定。在观察这样的“ 其它相”的结晶化温度Tx1’时，作为上述Tx，希望将其做成Tx1’-Tx1，该Tx是200℃以上。其理由如上所述。另外，合金的热处理温度Ta也应该满足Tx1＜Ta＜Tx1’。
本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金是通过上述制造装置制造的，但可适用于第一制造方法的合金的组成，优选的是适用于上述的第一至第三的高饱和磁通密度低铁损软磁性合金。
以下，对于本发明的第二制造方法加以说明。
本发明的第二制造方法是优选地使用图1所示装置的单辊液体急冷法。即从一个旋转的钢制冷却辊上的石英制喷嘴，以Ar气体压力喷出规定成份的熔融金属成金属溶液、急冷，得到薄带。此时，从喷嘴喷出的金属溶液的温度，即喷出温度，在本实施例中做成小于1350℃。但是，作为比较例，即使喷出温度做成1350℃以上，也可进行其合金制造。另外，若喷出温度过低，金属溶液的粘性降低，恐怕喷嘴堵塞，所以本发明应设定在1240℃以上的温度。另外，上述的“规定成份的熔融金属”是分别对应于具有上述的第一至第三各组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的。但是，对于含有Zn的第二及第三种情况，需要注意以下事项。即，鉴于Zn的熔点及沸点分别是419.5℃及908℃、上述喷出温度在1350℃附近，更具体的是1240～1350℃左右，所以大部分的Zn蒸发、消失掉。因此，作为满足第二及第三种情况的组成比的合金，为了确保最终的Zn的组成比，在坩埚中有必要加入超过上述Zn量的Zn。具体地，为了做成目的组成，即0.025原子％以上0.2原子％以下，可以在坩埚中加入其20倍左右的原料Zn。
以下，对于本发明的第三制造方法加以说明。
对于用本发明的第三制造方法制造Fe基软磁性合金，首先是将Fe作为主要成份，含有从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn组成群选出的一种或两种以上的金属元素构成的M和B的合金金属溶液进行急冷，生成非晶质合金薄带。该合金薄带的制造方法，例如可使用如图1所示的制造装置，将合金金属溶液喷射在高速旋转的冷却辊等移动的冷却体上等众所周知的方法。
接着，对于生成的非晶质合金薄带，以保持温度500～800℃进行第一热处理。
急冷状态的合金薄带成为以非晶质作为主体的组织，若将其加热、升温，则在某温度以上析出平均结晶粒径为30nm以下的微细bcc结构(体心立方结构)的Fe的结晶粒作为主体的微结晶相。在本说明书中，将具有该bcc结构的Fe的微结晶相析出的温度称为第一结晶化温度。该第一结晶化温度根据合金的组成而变化，但其温度是480～550℃左右。
另外，若达到比该第一结晶化温度高的温度时，在Fe3B或在合金中含有Zn时，使Fe3Zr等的软磁特性变差的化合物相(第二结晶相)析出。在本说明书中，将该化合物相析出的温度称为第二结晶化温度。该第二结晶温度是根据合金的组成而变化的，其温度是740～810℃左右。
因此，在本发明中，要根据合金的组成很好地进行设定，以使在非晶质合金薄带上进行第一热处理时的保持温度在500℃～800℃范围，具有bcc结构的Fe作为主成份的微结晶相很好地析出，而上述化合物相不析出。
在本发明中，将非晶质合金薄带保持在上述保持温度的时间，可控制在20分钟以下的短时间内，即使根据合金的组成，控制在0分钟，即升温后立刻降温使保持时间为零，也可得到高导磁率。另外，在不含Cu及Si，特别是不含Si的组成时，可在10分钟以下的更短保持时间内得到高导磁率。这是在添加Si时，由于必须使Si充分地固熔在Fe中，所以保持时间必须长。在此，保持时间比上述范围长也没关系，但即使保持时间长，磁特性也不提高、制造时间长、生产性变差，所以不理想。
另外，在进行第一热处理时，将非晶质合金薄带的温度从室温升到上述保持温度的升温速度，优选的是10℃/分钟以上，更优选的是10～200℃/分钟以下，最优选的是30℃/分钟以上100℃/分钟以下。升温速度越慢，制造时间越长，所以优选的是升温速度快，但通过现有的加热装置性能，很难做成比200℃/分钟左右快的速度。
进行这样的第一热处理后，通过气冷等使上述合金薄带降温到规定温度，进行第二热处理，再通过气冷等，使上述合金薄带降到室温。在本发明中，在这样的第一热处理后的冷却途中进行第二热处理的方法称为二级退火。
在此时的规定温度称为进行第二热处理时的保持温度。第二热处理的保持温度在100℃以上，上述第一热处理的保持温度以下的温度，优选的是200～400℃。若第二热处理的保持温度低于100℃，由于几乎没有退火效果，所以不能充分地提高软磁特性。另外，第二热处理的保持温度要超过上述第一热处理的保持温度，是因为在Fe3B或合金中含有Zr时，Fe3Zr等的软磁特性变差的化合物相(第二结晶相)析出。
另外，在第二热处理中，将上述合金薄带保持在上述保持温度的时间是0.5～100小时，优选的是1～30小时。若在进行第二热处理时的保持温度下，保持的时间(保持时间)低于0.5小时，则顽磁力变大，导磁率等的软磁特性不能充分提高，若超过100小时，磁特性随时间变化大。
通过将这样的热处理的冷却过程做成两阶段，可得到软磁特性更高、即使在高温状态下长时间放置，磁特性的随时间变化也小的Fe基软磁性合金。
另外，通过气冷等，将上述合金薄带温度降到室温后，在上述规定温度下将第一热处理升温后，进行第二热处理也可以。在此，将比在第一热处理低的温度下进行热处理的第二热处理称为低温退火。通过第一热处理，在非晶质合金中析出平均结晶粒径30nm以下的微细bbc结构的Fe的结晶粒构成的结晶相后，通过低温退火，可得到使软磁特性更高、即使在高温状态下长时间放置，磁特性的随时间变化也少的Fe基软磁性合金。
作为本发明的Fe基软磁性合金的制造方法的热处理图形，如下所示。
作为进行二级退火时的热处理图形，例如可举出将图6所示的非晶质合金薄带，从室温升温到第一热处理的保持温度后，在上述保持温度范围内的一定温度下保持上述的保持时间，降温到第二热处理的保持温度，在上述保持温度范围内的一定温度下保持上述的保持时间后，通过气冷等使上述合金薄带降到室温的图形。
作为第一热处理后，进行第二热处理的低温退火时的热处理图形，可举出例如将图7所示的非晶质合金薄带，从室温升温到第一热处理的保持温度后，在上述保持温度范围内的一定温度下保持上述的保持时间，通过气冷等，使上述合金薄带温度降到室温，然后，将该合金薄带从室温升到第二热处理的保持温度，在上述保持温度范围内的一定温度下保持上述的保持时间后，通过气冷等，使上述合金薄带温度降到室温的图形。
本发明的Fe基磁性合金的制造方法，是通过上述的第一热处理，在非晶质合金薄带上不析出使Fe3B等的软磁特性变差的化合物相，可得到平均结晶粒径为30nm以下的微细的bcc结构的Fe的结晶粒为主体的，含有非晶质相的微细结晶合金。通过这样的微细结晶粒构成的结晶相和存在于晶粒边界的晶粒边界非晶质相作为主体的组织，可发挥优良的软磁特性。
而且，通过在100℃以上，上述第一热处理温度的保持温度以下的保持温度下，对该微结晶合金进行第二热处理，可得到具有更优良的软磁特性，在高温状态下，即使长时间放置，磁特性的随时间变化也少的Fe基软磁性合金。
作为通过本发明制造的合金显示优良的软磁特性的理由，可认为是由于通过第一热处理析出的bcc结晶粒的粒径微细，在现有的结晶质材料中，使软磁特性变差的原因之一的结晶磁各向异性，被bcc粒子间的磁相互作用所平均化，从而使表观的结晶磁各向异性变得非常小的缘故。
在此，若作为主体的结晶粒的平均结晶粒径比30nm大，由于结晶磁各向异性的平均化不充分，软磁特性差，这是不理想的。
另外，可考虑是通过第二热处理，使第一热处理生成的试样内的残留应力缓和的缘故。
作为这样的Fe基软磁性合金，适合于以Fe作为主成份，含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上构成的元素M和B的。具体地说，本发明的第三制造方法可很好地适用于上述第一至第三高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金。另外，也适用于由下述各式表示的组成的软磁性合金。
(Fe1-aZa)bBxMy(Fe1-aZa)bBxMyXz(Fe1-aZa)bBxMyTt(Fe1-aZa)bBxMyTtXz但是，Z是Ni、Co中的一种或两种以上的元素，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素，T是Cu、Ag、Au、Pd、Pt组成群选出的一种或两种以上的元素，X是Si、Al、Ge、Ga中的一种或两种以上，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％。这些当然也很好地适用于上述第一、第二的制造方法。
进而，上述的第一至第三的制造方法可将其中之一的方法使用，也可将两种方法组合起来使用。
下面具体地说明本发明的实施例实施例1关于高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的组织首先，通过单辊液体急冷法做成以非晶质相为主体的合金薄带。即，通过氩气压力，将金属溶液从设在一个旋转的钢制辊上的喷嘴喷到上述辊上，急冷，得到薄带。如上述制作的薄带宽度为约15mm、厚度为约20μm。
接着，将得到的薄带在真空中，在升温速度180℃/分钟，热处理温度535℃，保持时间5分钟的条件下进行热处理，析出微细结晶质组织，做成高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的薄带。
对于得到的软磁性合金的薄带，通过x线衍射测定，研究薄带的组织状态。另外，测定该软磁性合金的薄带导磁率(μ’)、顽磁力(Hc)、饱和磁通密度(B10)。
导磁率是将薄带加工成外径10mm、内径6mm的环状，将其卷绕成叠层物，使用阻抗分析器进行测定。导磁率(μ’)的测定条件为5mOe，1kHz。使用直流B-H环路描绘器测定顽磁力(Hc)及饱和磁通密度(B10)。
首先，对于本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金的结构的热处理效果，以Fe85.75Zr2Nb4B8.25组成的软磁性合金薄带为例加以说明。
用x线衍射法研究上述组成的软磁性合金薄带的热处理前后的结构变化。其结果如图8及图9所示。
从图8看到，在急冷状态(将金属溶液急冷，做成薄带的状态)下，非晶质具有特有的晕衍射图，从图9看到，在热处理后，体心立方晶(bcc)的Fe具有独特的衍射图，表明了本合金结构是通过热处理从非晶质变成体心立方晶的。另外，本发明者们使用透过型电子显微镜观察组织的状态，确认热处理后的组织是由粒径约10nm左右的微结晶构成的。
如上所述，通过将具有上述组成的非晶质合金进行热处理，可使本发明合金结晶化，得到以超微细结晶粒为主的微细结晶质组织。
另外，制造Fe86Nb7B7、Fe91Zr7B2、Fe89Zr7B4、Fe89Zr5B6(以上比较例)、Fe86Zr2Nb4B8、Fe85.75Zr2Nb4B8.25、Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的急冷薄带，以180℃/分钟的升温速度升温，在510～650℃的温度下，进行保持时间为5分钟～1小时的热处理，得到软磁性合金。测定这些软磁性合金的导磁率(μ’)、顽磁力(Hc)及饱和磁通密度(B10)。其结果如表1所示。
表1
表1表明，本发明是由Fe86Zr2Nb4B8、Fe85.75Zr2Nb4B8.25、Fe85.5Zr2Nb4B8.5构成的组成，调节Zr、Nb的组成比，同时添加的软磁性合金，与分别单独添加Zr、Nb的合金系相比，导磁率(μ’)高、顽磁力(Hc)低、软磁特性优良。特别是，Fe85.752r2Nb4B8.25组成的合金显示了导磁率(μ’)是57800、顽磁力(Hc)是0.043Oe、特别显示了优良的软磁特性。
实施例2关于合金组成与各特性的关系以下，与实施例1相同，在急冷状态下形成合金薄带，进而，进行热处理，制成各种组成的软磁性合金。另外，薄带的热处理，没有特殊要求，就以升温速度180℃/分钟，保持时间5分钟的条件进行。
对于得到的软磁性合金的薄带，测定顽磁力(Hc)、1kHz的导磁率(μ’)、10Oe的磁场中的饱和磁通密度(B10)、残留磁化(Br)。另外，对于得到的薄带的一部分，测定磁致伸缩常数(λs)。
另外，在500℃～700℃范围内进行热处理时，测定顽磁力(Hc)最小及导磁率(μ’)最大时的热处理温度。
进而，对于得到的薄带的一部分，可通过x线衍射法求出微细结晶组织中的结晶粒的平均结晶粒径。
进而，对于热处理前的急冷状态的薄带，进行差示热分析(DTA测定)、测定bcc-Fe相及其它化合物相以及另外的化合物相的结晶化温度(Tx1、Tx2、Tx1’)、求出结晶化温度的间隔(ΔTx)。
这些结果如图10～图59所示。
另外，图10～图13表示Zr和Nb的总量为5原子％的软磁性合金的各种特性、图14～图23表示Zr和Nb的总量是5.5原子％的软磁性合金的各种特性、图24～图35是表示Zr和Nb的总量是6原子％的软磁性合金的各种特性、图36～图47是表示Zr和Nb的总量是6.5原子％的软磁性合金的各种特性、图48～图59表示Zr和Nb的总量是7原子％的软磁性合金的各种特性。
另外，图10～图59中，○符号表示在急冷状态的薄带中，确认bcc-Fe相的(200)面的衍射峰的薄带，●符号表示在急冷状态的薄带中，没有确认bcc-Fe相的(200)面的衍射峰的薄带。
即，○符号的薄带是将在非晶质相的一部分中析出结晶质相的状态下的急冷薄带进行处理的、●符号的薄带，是将大致非晶质单相的急冷薄带进行热处理的。
Zr+Nb＝5原子％的软磁性合金如图10所示，Zr+Nb＝5原子％的软磁性合金表示59～1055mOe的顽磁力(Hc)。
在此，表示59mOe的顽磁力(Hc)的是Fe87Zr2.5Nb2.5B8组成的合金。
以下，如图11所示，Zr+Nb＝5原子％的软磁性合金表示300～33000的导磁率(μ’)。
在此，表示33000的导磁率(μ’)的是Fe87Zr2.5Nb2.5B8组成的合金。
以下，如图12所示，Zr+Nb＝5原子％的软磁性合金表示1.59～1.72T的饱和磁通密度(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，Fe和Nb的总量在88原子％以上90.75原子％以下(Fe在84原子％以上88.5原子％以下)的组成范围中，表示1.5T以上的饱和磁通密度(B10)。另外，Fe87Zr2.5Nb2.5B8组成的合金表示1.72T的高值。
另外，如图13所示，Zr+Nb＝5原子％的软磁性合金表示0.47～1.36T的残留磁化(Br)。
以上，如图10～图13所示，表明了在Zr和Nb的总量为5原子％时，显示了Zr为1原子％以上2.5原子％以下、B为6.75原子％以上11原子％以下、Fe和Nb的总量为88原子％以上90.75原子％以下时的优良的软磁特性。另外，最优选的组成是Fe87Zr2.5Nb2.5B8组成的合金。
Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金如图14所示，Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金表示94～211mOe的顽磁力(Hc)。
在此，表示200mOe以下的顽磁力(Hc)的，是Zr为1原子％以上，且Fe和Nb的总量是90原子％以下组成范围的合金。
另外，表示100mOe以下的顽磁力(Hc)的，是Zr优选为1.5原子％以上，且Fe和Nb的总量是88.5原子％以下组成范围的合金。
以下，如图15所示，Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金表示8400～25400的导磁率(μ’)。
表明导磁率(μ’)依存于Fe、Zr及Nb的组成比，不依存于B的组成比。具体是表明，在Fe和Nb的总量为90.5原子％以下，Zr为0.5原子％以上时可得到10000以上的导磁率(μ’)，在Fe和Nb的总量为89原子％以下，Zr为1原子％以上时，可得到20000以上的导磁率(μ’)。
图14及图15表示软磁性合金，其中任一种都具有高导磁率(μ’)和低顽磁力(Hc)，显示了优良的软磁特性。
以下，如图16所示，Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金，表示了1.60～1.68T的饱和磁通密度(B10)。
另外，如图17所示，Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金，表示了0.44～0.62T的残留磁化(Br)。
在图18中，Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金中表示了为得到最小的顽磁力(Hc)的最适宜的热处理温度。
在其中也表明，在热处理温度为550℃以下，顽磁力(Hc)变小的，是Zr为1原子％以上，且B为10原子％，Fe和Nb的总量为88.5原子％以上，89原子％以下的薄带。
另外，热处理温度，为了大量生产，处于低温是有利的，本发明的软磁性合金可抑制在550℃以下和比上述现有的微细结晶合金低的温度。
另外，在图19中，Zr+Nb＝5.5原子％的软磁性合金表示了为得到最大导磁率(μ’)的最适宜的热处理温度。
在其中也表明热处理温度在550℃以下，导磁率(μ’)变高的，是Zr为1原子％以上，且B为10原子％，Fe和Nb的总量为88.5原子％以上89原子％以下的薄带。
另外，如图18及图19表明，Zr为1原子％以上，且B为10原子％，Fe和Nb的总量为88.5原子％以上，89原子％以下的软磁性合金的薄带，即使热处理温度在550℃以下，也可表示出最适宜的顽磁力(Hc)和导磁率(μ’)，表明是在生产性上具有优良的微细结晶的软磁性合金。另外，该组成范围，大致包括图14、图15所示的顽磁力(Hc)及导磁率(μ’)的最适宜的组成范围。
以下，图20表示bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)，图21表示另外的化合物相的结晶化温度(Tx1’)，图22表示其它化合物相的结晶化温度(Tx2)。这些结晶化温度的关系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，图16表示结晶化温度的间隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
图20表明，Tx1是462～484℃的范围，依存于Fe、Nb和Zr的组成比，几乎不依存B的组成比。
另外，如图23所示，结晶化温度的间隔(ΔTx)表示331～337℃的范围。这样，由于这些合金表示320℃以上的广泛的结晶化温度的间隔(ΔTx)，所以在热处理时，可只有bcc-Fe相析出，而抑制化合物相析出，防止软磁性合金的软磁特性变差。
另外，在图21中表明，无下标的曲线表示未观察到其它化合物相的结晶化温度(Tx1’)的合金，不存在Tx1’的合金具有大致优良的磁特性。
以上，如图14～图23所述，在Zr和Nb的总量为5.5原子％时，Zr为0.5原子％以上，优选的是1原子％以上，B为10原子％，Fe和Nb的总量为88.5原子％以上，89原子％以下(Fe为84.5原子％以上87.75原子％以下)时，显示了优良软磁特性。
具体地说，Fe84.5Zr1Nb4.5B10、Fe84.5Zr1.5Nb4B10组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金显示了优良的软磁特性。
Zr+Nb＝6原子％的软磁性合金如图24所示，Zr+Nb＝6原子％的软磁性合金显示38～8400mOe的顽磁力(Hc)。
在此，表示70mOe以下顽磁力(Hc)的是Zr为0.5原子％以上，优选的是1原子％以上，且B为10原子％以下，Fe和Nb的总量为90原子％以下组成范围的合金。
另外，表示50mOe以下顽磁力(Hc)的是Zr为1.5原子％以上，3.5原子％以下，且B为6.5原子％以上9.5原子％以下，优选的是6.5原子％以上9原子％以下，且Fe和Nb的总量是89原子％以上90原子％以下(Fe是84.5原子％以上87.5原子％以下)组成范围的合金。
进而，表示40mOe以下顽磁力(Hc)的是Zr为1.5原子％以上2.5原子％以下，优选的是2.0原子％，且B为8原子％以上9原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上89.5原子％以下，优选的是89.5原子％(Fe是85原子％以上86原子％以下)的组成范围的合金。
以下，如图25所示，Zr+Nb＝6原子％的软磁合金表示900～59000的导磁率(μ’)。
在此，表示30000以上的导磁率(μ’)的是Zr为1原子％以上，且B为10原子％以下，Fe和Nb的总量是90原子％以下组成范围的合金。
另外，表示40000以上的导磁率(μ’)的是Zr为1原子％以上3原子％以下，且B为7.5原子％以上9.5原子％以下，且Fe和Nb的总量是89原子％以上90原子％以下(Fe是84.5原子％以上、86.5原子％以下)组成范围的合金。
进而，表示50000以上导磁率(μ’)的是Zr为1.5原子％以上2.5原子％以下，且B为8原子％以上9原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上90原子％以下(Fe是85原子％以上86原子％以下)组成范围的合金。
因此，图24和图25表明，满足Zr+Nb＝6原子％，且Zr为1.5原子％以上2.5原子％以下的范围，即Zr/(Zr+Nb)的范围是1.5/6以上2.5/6以下的范围，B是8原子％以上9原子％以下，Fe是80原子％以上，Fe和Nb的总量是89原子％以上90原子％以下(Fe是85原子％以上86原子％以下)的软磁合金的薄带显示40000～50000以上的高导磁率(μ’)和40mOe以下的低顽磁力(Hc)的优良软磁特性。
以下，如图26所示，Zr+Nb＝6原子％的软磁合金显示1.53～1.67T的饱和磁通密度(B10)。饱和磁通密度(B10)依存于Fe的组成比，与Zr、Nb、B的组成比的相关关系不明确，但只要Fe的浓度高，饱和磁通密度(B10)也变高的倾向是明确的，只要在上述组成范围内，1.5～1.6T以上的饱和磁通密度(B10)和40000～50000以上的高导磁率(μ’)就可并存。
另外，如图27所示，Zr+Nb＝6原子％的软磁合金显示了0.39～1.19T的残留磁化(Br)。对于残留磁化(Br)，与Fe、Zr、Nb、B的组成比的相关关系不明确。
进而，如图28表明，在Zr+Nb＝6原子％的软磁合金中，bcc-Fe相的平均结晶粒径为10～12nm，是非常微细的。
其中，平均结晶粒径为11nm以下的是Zr为4原子％以下，且B为5.5原子％以上10原子％以下，优选的是6原子％以上9原子％以下，Fe和Nb的总量是88原子％以上92原子％以下，优选的是89原子％以上92原子％以下(Fe是84原子％以上、88.5原子％以下，优选的是85原子％以上、88％原子以下)的软磁合金的薄带，这些薄带具有特别微细的结晶质组织。另外，该组成范围包括图24和图25所示的顽磁力(Hc)和导磁率(μ’)的最适宜组成范围，bcc-Fe相的平均结晶粒径越微细越显示优良的软磁特性。
另外，如图29所示，在Zr+Nb＝6原子％的软磁合金中，磁致伸缩常数(λs)在-14×10-7～17×10-7的范围，显示出良好的值。另外，磁致伸缩零的写值线包括在图18所示的导磁率(μ’)最高的领域。磁致伸缩常数(λs)有依存于B的组成比的倾向，B在8原子％以上9原子％以下时，磁致伸缩常数λs大致为零。
在图30中，在Zr+Nb＝6原子％的软磁合金中，显示了为得到最小的顽磁力(Hc)的最适宜的热处理温度。
其中表明，在热处理温度在525℃以下，顽磁力(Hc)变小的，是Zr为1原子％以上3原子％以下，且B为7.5原子％以上9.5原子％以下，Fe和Nb的总量为89原子％以上90原子％以下(Fe为84.5原子％以上86.5原子％以下)的薄带，也可将热处理温度抑制得低。
另外，如图31表明，在Zr+Nb＝6原子％的软磁合金中，显示了为得到最大的导磁率(μ’)的最适宜的热处理温度。
在其中也表明，热处理温度在525℃以下时，导磁率(μ’)变大的是Zr为1.5原子％以上、2.5原子％以下，且B为8原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上、90原子％以下(Fe是85原子％以上86原子％以下)的薄带。
另外，从图30和图31表明，Zr为0.5原子％以上、3.5原子％以下，且B为7原子％以上、10.5原子％以下，Fe和Nb的总量为90原子％以下的软磁合金的薄带，只要热处理温度在550℃以下，就显示最适宜的顽磁力(Hc)和导磁率(μ’)；另外，该组成范围大致包括图24、图25和图28所示的顽磁力(Hc)、导磁率(μ’)和bcc-Fe相的平均结晶粒径的最适宜的组成范围，只要热处理温度在550℃以下的范围，就可保持微细不变的bcc-Fe相的平均结晶粒径，且显示优良的软磁特性。
以下，图32表示bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)，在图33表示其它的化合物相的结晶化温度(Tx2)，图34表示另外的化合物相的结晶化温度(Tx1’)。这些结晶化温度的关系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，图35表示结晶化温度的间隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
如图32所示，Tx1是464～500℃的范围，依存于Fe、Nb和Zr的组成比，而不依存于B的组成比。
另外，在图24和图25中，顽磁力(Hc)和导磁率(μ’)表示优良值的范围[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，Fe是80原子％以上，Fe和Nb的总量是89原子％以上、90原子％以下]中，Tx1是480～490℃的范围。
另外，如图35所示，结晶化温度的间隔(ΔTx)表示313～344℃的范围，随着B的组成比降低，有结晶化温度的间隔(ΔTx)变大的倾向。特别是，只要Zr为1原子％以上、2.5原子％以下，B是9.5原子％的范围，就表示330℃以上的结晶化温度的间隔(ΔTx)，所以在热处理时，可只有bcc-Fe相析出，而抑制化合物相析出，防止软磁合金的软磁特性变差。
另外，在图34中，无下标的曲线表示没有观察到其它化合物相的结晶化温度(Tx1’)的合金，若与图24至图26等对照，不存在Tx1’的合金具有大致优良的磁特性。
以上，如图24至图35所述，在Zr和Nb的总量为6原子％时，Zr为1.5原子％以上、2.5原子％以下，B为8原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量为89原子％以上、90原子％以下(Fe为85原子％以上、86原子％以下)时，显示了优良的软磁特性，另外，Zr为2原子％时，显示出更优良的软磁特性。
另外，如图24至图35所示，表明在上述的组成范围内，在急冷状态下观察不到Fe的(200)面的析出，而大多存在着大致非晶质单相的薄带(●符号)，掺杂非晶质相和结晶质相的薄带(○符号)主要分散于上述范围之外。
这样表明，若在急冷状态下对非晶质相作为主体的薄带进行热处理，则有显示优良的软磁特性的倾向。
具体地表明，Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.25Zr1.75Nb4.25B8.75、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金显示了特别优良的软磁特性。如图36所示，Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金显示了43～108mOe的顽磁力(Hc)。
在此，顽磁力(Hc)表示在100mOe以下的是Fe和Nb的总量为90.5原子％以下的组成范围，显示50mOe以下的是Zr为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，Fe和Nb的总量是89原子％以上的区域，最优选的是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)的组成范围的合金。
接着，如图37所示，Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金显示了10500～45000的导磁率(μ’)。
在此，导磁率(μ’)表示为20000以上的，是B为6.0原子％以上，最优选的是6.75原子％以上，且Fe和Nb的总量是90.75原子％以下的组成范围的合金；显示30000以上的是B为6.5原子％以上，优选的是6.75原子％以上，且Fe和Nb的总量是90.5原子％以下，优选的是90.25原子％以下的组成范围的合金；显示40000以上的是Zr为1.25原子％以上、2.5原子％以下，优选的是1.5原子％以上、2原子％以下，且B为8原子％以上、9.25原子％以下，优选的是8.5原子％以上、9原子％以下，且Fe和Nb的总量是89原子％以上、90原子％以下，优选的是89.5原子％的组成范围的合金。
因此，如图36和图37表明，满足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，优选的是8.5原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上、90.5原子％以下，优选的是89.5原子％(Fe是84.5原子％以上、85.5原子％以下，最优选的是84.5原子％以上、85原子％以下)的软磁合金的薄带，显示了具有高导磁率(μ’)和低顽磁力(Hc)的优良的软磁特性。
接着，如图38所示，Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金显示1.5～1.6T的饱和磁通密度(B10)。
另外，如图39所示，Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金，显示0.37～0.97T的残留磁化(Br)。
对于饱和磁通密度(B10)及残留磁化(Br)，表明与组成比的关系不明确，但其中任一种都显示出优良值。
接着，如图40所示，在Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金中，表明bcc-Fe相的平均结晶粒径在9.8～11.5nm范围，具有微细的结晶质组织。
另外，如图41所示，在Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金中，磁致伸缩常数(λs)在-3×10-7～6×10-7的范围，是小到10-7左右的磁致伸缩常数。磁致伸缩常数(λs)有依存于B的组成比的倾向，在B是8原子％以上9原子％以下时，磁致伸缩常数(λs)为零。
在图42中，在Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金中，显示了为得到最小的顽磁力(Hc)的最适宜热处理温度。热处理温度在550～650℃的范围，另外，表示低顽磁力(Hc)的组成是550℃，可抑制热处理温度很低。
另外，在图43中，在Zr+Nb＝6.5原子％的软磁合金中，显示了为得到最大的导磁率(μ’)的最适宜的热处理温度。在此，热处理温度是550～650℃的范围，另外，显示高导磁率(μ’)的组成是550℃，可较低地抑制热处理温度。
这样，表明了图36和图37所示的软磁特性良好的组成范围的合金，如图42和图43所示的在550～650℃的热处理温度下进行热处理，显示出优良的软磁特性。
接着，在图44中，表示bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)；图45表示另外的化合物相的结晶化温度(Tx1’)；图36中表示其它化合物相的结晶化温度(Tx2)。这些结晶化温度的关系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，图37中，表示结晶化温度的间隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
如图44所示，Tx1在488～511℃范围内，依存于Fe、Nb和Zr的组成比，而不依存于B的组成比。
另外，如图47所示，结晶化温度的间隔(ΔTx)在305～325℃的范围内，随着B的组成比降低，有结晶化温度的间隔(ΔTx)变宽的倾向。特别是Zr为1.6原子％以上、2.5原子％以下，B为8.5原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量是89.5原子％的软磁合金的薄带，表示320℃以上的广泛的结晶化温度的间隔(ΔTx)，所以在热处理时，可只有bcc-Fe相析出，抑制化合物相析出，防止软磁合金的软磁特性变差。
另外，在图45中，表明无下标的标识表示观察不到另外的化合物相的结晶化温度(Tx1’)的合金，不存在Tx1’的合金具有大致优良的磁特性。
如上述图36至图47所述，表明Zr和Nb的总量为6.5原子％时，Zr为1.5原子％以上、2.5原子％以下，B为6.0原子％以上，优选的是6.5原子％以上，最优选的是8.5原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量为89原子％以上90.5原子％以下，最优选的是89.5原子％(Fe是87.5原子％以下，更优选的是87.0原子％以下，最优选的是84.5原子％以上、85原子％以下)时，显示出优良的软磁特性。
另外，如图36至图47所示，表明在上述组成范围内，在急冷状态中，未观察到Fe的(200)面的析出，而大多存在非晶质相作为主体的薄带(●符号)，掺杂非晶质相和结晶质相的薄带(○符号)散在上述范围之外，与掺杂结晶质相的薄带相比，掺杂非晶质相单相的薄带显示了优良的磁特性。
这样，若在急冷状态下，将非晶质相作为主体的薄带进行热处理，则有显示优良的软磁特性的倾向。
具体地说，Fe84.5Zr1.6Nb4.4B9、Fe85Zr2Nb4.5B8.5、Fe86.75Zr3Nb3.5B6.75、Fe86.75Zr3.3Nb3.2B6.75组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金显示出优良的软磁特性。
Zr+Nb＝7原子％的软磁合金如图48所示，Zr+Nb＝7原子％的软磁合金显示出50～2500mOe的顽磁力(Hc)。
在此，表示200mOe以下的顽磁力(Hc)的是Fe和Nb总量为87.5原子％以上的组成范围的合金，表示100mOe以下的顽磁力(Hc)的是B为10原子％以下，且Fe和Nb的总量为88.5原子％以上、92原子％以下的组成范围的合金。
接着，如图49所示，Zr+Nb＝7原子％的软磁合金显示出600～44800的导磁率(μ’)。
在此，显示10000以上的导磁率(μ’)的是B为10原子％以下，且Fe和Nb的总量是88.5原子％以上的组成范围的合金。
另外，显示20000以上的导磁率(μ’)的是Zr为4原子％以下，优选的是3.5原子％以下，且B为6原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量是89.5原子％以上，优选的是90原子％以上、92原子％以下(Fe是84原子％以上、87原子％以下)的组成范围的合金。
因此，从图48和图49可知，满足Zr+Nb＝7原子％，且Zr为4原子％以下，优选的是3.5原子％以下，且B为6原子％以上、9原子％以下，Fe和Nb的总量是89.5原子％以上，优选的是90原子％以上、92原子％以下(Fe为84原子％以上、87原子％以下)的软磁合金的薄带，具有20000以上的高导磁率(μ’)和100mOe以下的低顽磁力(Hc)，显示了优良的软磁特性。
接着，如图50所示，Zr+Nb＝7原子％的软磁合金显示1.42～1.68T的饱和磁通密度(B10)。饱和磁通密度(B10)依存于Zr和B的组成比，若B在9原子％以下，显示1.5T以上的饱和磁通密度(B10)，若B在6原子％以上、8.5原子％以下，优选的是8原子％以下，显示1.55T以上的饱和磁通密度(B10)。
另外，如图51所示，Zr+Nb＝7原子％的软磁合金，显示0.78～1.44T的残留磁化(Br)。残留磁化(Br)有依存于B和Fe的组成比的倾向，若B在7原子％以上、9原子％以下，优选的是8原子％，且Fe和Nb的总量是88.5原子％以下，显示1.2T以上的残留磁化(Br)。
进而，如图52所示，表明在Zr+Nb＝7原子％的软磁合金中，bcc-Fe相的平均结晶粒径是9.1～16.7nm的范围。
平均结晶粒径大致依存于Zr和Nb的组成比，平均结晶粒径为14nm以下的是Zr为5原子％以下的组成，平均结晶粒径是12nm以下的是Zr为3原子％以下的组成，平均粒径为10nm以下的是Zr为1原子％以下的组成，这些薄带的任一种都具有微细结晶质组织。
另外，如图53所示，表明在Zr+Nb＝7原子％的软磁合金中，磁致伸缩常数(λs)是-10×10-7～19×10-7的范围，可得到10-7左右的磁致伸缩常数(λs)。磁致伸缩常数(λs)有依存于B的组成比的倾向，B在7.5原子％以上、8.5原子％以下时，磁致伸缩常数(λs)大致为零。
在图54中，在Zr+Nb＝7原子％的软磁合金中，显示出为得到最小的顽磁力(Hc)的最适宜的热处理温度。
在其中也表明，在热处理温度为650℃以下，顽磁力(Hc)变小的是Zr为5原子％以下，且B为5.5原子％以上，优选的是6原子％以上11原子％以下，且Fe和Nb的总量是87原子％以上的薄带。
另外，热处理温度在600℃以下，顽磁力(Hc)变小的，表明是Zr为2.5原子％以上、3.5原子％以下，且B为6原子％以上、8原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上、92原子％以下(Fe为85原子％以上、87原子％以下)的薄带。
另外，图55中，在Zr+Nb＝7原子％的软磁合金中，显示出为了得到最大的导磁率(μ’)的最适宜的热处理温度。
在其中也表明，热处理温度在650℃以下，导磁率(μ’)变大的，是Zr为5原子％以下，且Fe和Nb总量是92.5原子％以下的薄带。
另外，表明热处理温度在600℃以下，导磁率(μ’)变大的，是Zr为2.5原子％以上，优选的是3原子％以上、3.5原子％以下，B为5.5原子％以上，优选的是6原子％以上、8原子％以下，且Fe和Nb的总量是89原子％以上、91原子％以下(Fe为87.5原子％以下，优选的是85原子％以上、87原子％以下)的薄带。
接着，图56表示bcc-Fe相的结晶化温度(Tx1)，图57表示其它化合物相的结晶化温度(Tx2)，图58表示另外的化合物相的结晶化温度(Tx1’)。这些结晶化温度的关系是Tx1＜Tx1’＜Tx2。另外，图59中，表示结晶化温度的间隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1)。
如图56所示，表明Tx1是491～533℃的范围，依存于Nb与Zr的组成比，而几乎不依存B的组成比。
另外，如图59所示，结晶化温度的间隔(ΔTx)显示181～316℃的范围，随着Zr的组成比的降低，结晶化温度的间隔(ΔTx)有变大的倾向。结晶化温度的间隔(ΔTx)显示200℃以上的，是Zr为5原子％以下，且Fe和Nb的总量是87原子％以上的范围。
另外，显示300℃以上的结晶化温度的间隔(ΔTx)的，Zr是3原子％以下，B为6.5原子％以上，优选的是7原子％以上、8原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上(Fe为85原子％以上)时，在热处理时，可仅有bcc-Fe相析出，而抑制化合物相析出，可防止软磁合金的软磁特性变差。
另外，在图58中表明，无下标的曲线表示未观察到其它化合物相的结晶化温度(Tx1’)的合金，不存在Tx1’的合金具有大致优良的磁特性。
以上，如图48至图59表明，Zr和Nb的总量为7原子％时，Zr为4原子％以下，优选的是3原子％以下，B为6原子％以上、9原子％以下，优选的是7原子％以上、8原子％以下，Fe和Nb的总量是89原子％以上、91原子％以下时，显示优良的软磁特性。
具体地说Fe85Zr1Nb6B8、Fe85Zr1.2Nb5.8B8、Fe85Zr2Nb5B8、Fe86Zr2.4Nb4.6B7组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金显示出特别优良的软磁特性。
在图60中，在Zr+Nb＝5.75原子％，且B＝8.5原子％的软磁合金(Fe85.75ZrxNb5.75-xB8.5)，Zr+Nb＝6原子％，且B＝8～9原子％的软磁合金(FeaZrxNb6-xBz，但a为85～86，Z为8～9)，Zr+Nb＝6.25原子％，且B＝8.25原子％的软磁合金(Fe85.5ZrxNb6.25-xB8.25)，Zr+Nb＝6.5原子％，且B＝8.5原子％的软磁合金(Fe85ZrxNb6.25-xB8.5)，Zr+Nb＝7原子％，且B＝8～9原子％的软磁合金(FeaZrxNb7-xBz，但a是84～85，Z是8～9)中，显示出Zr和Nb的组成比和顽磁力(Hc)的关系。
另外，如图61表明，在上述合金中，显示出Zr和Nb的组成比与结晶化温度的间隔(ΔTxΔTx＝Tx2-Tx1或ΔTx＝Tx1’-Tx1)的关系。
在图60中表明，在Zr/(Zr+Nb)在0～0.4的范围中，其中的任何一种合金均是0.1Oe以下的顽磁力(Hc)，但若Zr/(Zr+Nb)大于0.5时，顽磁力(Hc)升高，软磁特性变差。
进而，Zr+Nb＝6原子％的合金，对于Zr/(Zr+Nb)大于0.1，小于0.5时，可得到比Zr/(Zr+Nb)＝0小的顽磁力(Hc)，若复合添加Zr和Nb时，软磁特性升高。但是，若Zr/(Zr+Nb)超过0.5时，顽磁力(Hc)反而变差，所以不理想。
另外，在图61中，Zr/(Zr+Nb)为0～0.7的范围，特别是在大于0，小于0.4的范围时，其中的任一种合金都显示出200℃以上(Zr/(Zr+Nb)在0以上，0.4以下的范围时为300℃以上)的结晶化温度的间隔(ΔTx)，但Zr/(Zr+Nb)大于0.7，在0.8以上时，结晶化温度的间隔(ΔTx)急剧变窄。
从以上可认为，若Zr/(Zr+Nb)的值变大，结晶化温度的间隔(ΔTx)变窄，热处理时，bcc-Fe相以外的化合物容易析出，顽磁力(Hc)增大。
实施例3关于破坏应变与实施例1相同，制造Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe90Zr7B3，Fe84Nb7B9构成的组成，板厚为20μm的急冷状态的薄带。接着，以180℃/分钟的升温速度加热到510℃～670℃，保持5分钟，进行热处理，制造软磁合金的薄带。
对于得到的热处理后的薄带，测定破坏应变(λf)。破坏应变(λf)，可从弯曲薄带时的薄带的弯曲半径求出。其结果如图62所示。
如图62表明，调节Zr和Nb的组成比，同时添加了本发明的Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的薄带的破坏应变(λf)，在510℃下进行热处理时，显示为12.71×10-3，在520℃下进行热处理时，显示11.98×10-3，破坏应变(λf)大于10×10-3，具有优良的加工性。
另一方面，Fe90Zr7B3组成的薄带，在620℃下进行热处理时，显示8.35×10-3的破坏应变(λf)，Fe84Nb7B9组成的薄带，在630℃下进行热处理时，显示9.72×10-3的破坏应变(λf)，但其中的任一种都不超过10×10-3。
实施例4关于铁损与实施例1相同地制造Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25、Fe78Si9B13(市售品非晶质合金)组成的急冷状态的薄带。但是，对于Fe85Zr1.75Nb4.25B9，将金属溶液温度取为1260～1280℃，对于Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25及Fe85.5Zr2Nb4B8.5，将金属溶液的温度取为1300℃。卷绕得到的薄带，做成外径10mm，内径为6mm的环状，将其叠层做成铁芯。接着，以180℃/分钟的升温速度在510℃～525℃下加热，进行保持5分钟的热处理，测定铁损。
在图63中表示在510℃或520℃下进行热处理得到的薄带构成的铁芯中，在室温下外加频率50Hz的磁通，进行测定的铁损的结果。
如图63表明，本发明的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的铁芯，比Fe78Si9B13组成的铁芯的铁损低，特别是即使将磁通密度(Bm)做成1.4T时，铁损也在0.1W/kg以下。
另外，在图64中，表示对于Fe85Zr1.75Nb4.25B9及Fe78Si9B13组成的铁芯，在氮气中加热温度200℃，加热时间(t)500小时下加热处理(时效)前后的铁损与磁通密度(Bm)的关系。
对于Fe78Si9B13组成的铁芯，在加热处理前后的铁损几乎不变，而Fe85Zr1.75Nb4.25B9组成的铁芯，在Bm大于1.4T的区域中，加热处理后的铁损变小。因此，表明本发明的合金中，在高的Bm值的区域中具有优良的热稳定性。
进而，在图65中表示对于Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25、Fe78Si9B13组成的铁芯，在氮气中加热温度200℃，加热时间(t)0～500小时进行加热处理时的铁损和加热时间(t)的关系。另外，铁损的测定，是在室温下，外加频率50Hz的1.4T的磁通密度(Bm)而测定的。另外，测定铁芯的顽磁力(Hc)及导磁率(μ’)。其结果如表2和表3所示。进而，图65所示的铁损(Pcm)值也同时表示在表2和表3中。
如图65表明，本发明实施例的组成的铁芯，与加热时间的增加无关，铁损几乎不变，而热稳定性优良。
另外，如表2和表3所示，表明在加热前后，本发明实施例的铁芯，有导磁率(μ’)稍低，顽磁力(Hc)增加的倾向，但其倾向小，由加热引起的变差是很小的。与此相反，比较例的Fe78Si9B13的非晶质合金，总体的铁损大，随加热时间的增加，铁损变动大。
表2
<p>表3
<p>在图66中，以图65的加热前铁芯的铁损作为基准，表示加热500小时的各铁芯的铁损变化率和磁通密度(Bm)的关系，在表4和表5中，表示测定加热处理前后铁芯的饱和磁通密度(B10)，残留磁化(Br)，顽磁力(Hc)及导磁率(μ’)的结果，进而，也同时表示铁损(Pcm)的实测值。
Fe78Si9B13(比较例)组成的铁芯，有磁通密度(Bm)增加的同时，铁损变化率若干变小(在铁损变小的方向变化)的倾向。另一方面，表明本发明的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的铁芯，在特别高的磁通密度(Bm)中铁损变化率大幅度地变小。
另外，如表4和表5所示，表明在加热前后，本发明实施例的铁芯有导磁率(μ’)稍微降低，顽磁力(Hc)增加的倾向，但其减少是很少的，Fe78Si9B13组成的铁芯，导磁率(μ’)减少的同时，在加热前后，减少26％，与本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金相比，其导磁率(μ’)的热稳定性变差。
表4
()内的值表示(初期值、500小时后的增加率)
表4续
()内的值表示(初期值、500小时后的增加率)
表5
试样处理条件N2环境、200℃铁损测定条件Bm＝1.4T，f＝50Hz，室温另外，图67表示了对于Fe85.5Zr2Nb4B8.5及Fe78Si9B13组成的铁芯，加热温度达320℃，加热时间(t)0～100小时进行加热处理时的铁损与加热时间(t)的关系。另外，铁损的测定是在室温下外加频率50Hz的1.4T的磁通进行的。
如图60表明，由Fe78Si9B13组成的非晶质合金构成的铁芯，随着加热时间的增加，铁损增加。
另一方面表明，Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的铁芯，即使增加加热时间，铁损也几乎不变。
另外，图68表明了在图67的加热前铁芯的铁损作为基准时的铁损变化率和加热时间的关系。Fe78Si9B13组成的铁芯的铁损变化率，与Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的铁芯比较，随着加热时间的增加而大大升高。
如上所述，本发明的Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的铁芯，即使在200℃～320℃下加热处理后也可使铁损的增加变低，铁损变化率小，热稳定性优良。
实施例5Zn的添加以下，对于在FeMB系或FeZrNb系的组成中加入Zn的实施例加以说明。
以下各实施例所示的软磁合金薄带试样是通过使用图1所示的装置的单辊液体急冷法制成的。即，从一个旋转的钢制冷却辊上的石英制喷嘴，用氩气压力将规定成份的熔融金属喷向上述冷却辊上，急冷，得到薄带。如以上制作的薄带宽度的约15mm、厚度为约20μm。另外，急冷的薄带是由非晶质作为主体的合金构成的，但为了使bccFe的微细结晶粒析出，提高软磁特性，进行加热到结晶化温度以上后冷却的退火处理，得到本发明的高饱和磁通密度低铁损Fe基的软磁合金薄带试样和各比较例试样。
这样得到的软磁合金薄带试样的导磁率是使用阻抗分析器，将薄带进行加工，做成外径10mm、内径6mm的环状，将其卷绕成层叠物，进行测定的。导磁率(μ’)的测定条件为5mOe、1KHz。顽磁力(Hc)及磁通密度(B10)是通过直流B-H环路描绘器，在10Oe下测定的。另外，B10是与饱和磁通密度(Bs)大致相同的数值。
图69表明是通过X线衍射分析，对本发明中，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的软磁合金的薄带热处理前后的结构变化进行研究的。从图69可看到急冷状态(将合金金属溶液进行急冷做成薄带的状态)下，非晶质特有的宽阔的衍射图，以及热处理后，对于体心立方晶(bcc)的Fe独特的衍射图，表明了本发明合金的结构是通过热处理从非晶质变成体心立方晶。
图70是分别表示测定与本发明组成系类似的组成系的FebZrdNbeBx组成的试样顽磁力的结果和测定对于该组成系的合金试样在0.034～0.142原子％的范围内添加Zn的组成系的(Fec/100Zrd/100Nbe/100Bf/100)100-zZnz组成的试样顽磁力的结果的三角组成图。
另外，在添加Zn的试样中，图70的符号①表示的试样是(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)99.944Zn0.056组成的试样，②表示的试样是(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)98.892Zn0.108组成的试样，③表示的试样是(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)99.859Zn0.141组成的试样，④表示的试样是(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.96Zn0.04组成的试样，⑤表示的试样是(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.875Zn0.125组成的试样，⑥表示的试样是(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.875Zn0.133组成的试样，⑦表示的试样是(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)99.866Zn0.034组成的试样，⑧表示的试样是(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)99.883Zn0.117组成的试样，⑨表示的试样是(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)99.858Zn0.142组成的试样。
图70表明，在Zr和Nb的总含量为6原子％的FeZrNbB系的合金试样中，B在5～12.5原子％的范围内，也可做成6～9.5原子％的范围，显示了小于50mOe的低顽磁力，在该范围中也显示了B为8～9.5原子％，Zr为1.5～2.5原子％，Fe+Nb为89～90原子％的范围中，小于40mOe的特别低的顽磁力。另外，对于这些组成的试样，进而在添加Zn的①至⑨的试样中显示了小于100mOe的低顽磁力。另外，表明了特别是对于顽磁力40mOe左右、50mOe左右的试样，若添加Zn，则有顽磁力的值降低的倾向。
另外，图70中用○、Δ符号表示的试样是在通过急冷得到的薄带试样的情况下，用X线观察薄带试样时，由于一部分bccFe的结晶粒析出，发现从bccFe的(200)峰衍射的试样。进而，用●、▲表示的试样是在通过急冷得到薄带的状态下，用X线观察时，没有发现来自结晶相的衍射峰的试样，这就意味完全是非晶质。若看这些试样的磁特性，急冷后完全是非晶质的试样的顽磁力变低。
图71是表示对于上述试样，测定1KHz下的导磁率(μ’复数导磁率的实数部分)结果的三角组成图。在具有本发明组成，在0.034～0.142原子％的范围内添加Zn的试样中，表示了其中的任一个试样都是超过30000的优良导磁率，在0.04～0.142原子％的范围内添加Zn的试样中，显示超过40000的导磁率。
图72是表示从外加外加磁场10Oe得到的磁化曲线求出的饱和磁通密度(B10)的三角组成图，图73是表示在先的试样残留磁通密度(Br)的测定结果的三角组成图。
只要是与本发明组成系类似的组成系的Zr和Nb量，就能得到大于1.5T的高饱和磁通密度；在该组成系中，在大于1.6T的组成系的合金试样中，在0.034～0.142原子％范围内添加Zn的①至⑨试样，其中的任一个试样都显示出大于1.6T的优良饱和磁通密度。因此，即使在本发明的范围内添加Zn，饱和磁通密度也几乎不变，保持高的值。
图74是表示在先试样的第一结晶化温度(Tx1是bccFe的结晶化温度)的三角组成图，图75是表示在先的试样的中间结晶化温度(Tx1’是化合物相的结晶化温度)的三角组成图，图76表示在先试样的第二结晶化温度(Tx2是化合物相的结晶化温度)的三角组成图，图77是用Tx2-Tx1表示的ΔTx的三角组成图。
以下，对于这些第一结晶化温度、中间结晶化温度和第二结晶化温度加以说明。
对于本发明组成系的合金，若将通过急冷制作的非晶质相作为主体的合金升温，首先，随着bccFe相的结晶化引起放热反应、间隔一段时间，由于其它化合物相的结晶化(Fe3B或Fe2B等)又引起放热反应，在两者之间，由于组成进而又引起其它的放热反应。第一放热峰是随着bccFe的结晶化的最大放热峰，相当于第一结晶化温度；第二放热峰是生成化合物相的小放热峰，相当于中间结晶化温度；第三放热峰是生成其它化合物相的小放热峰，相当于第二结晶化温度。但是，也有根据组成没有发现第二放热峰的情况，图75所示的-符号的试样是没有发现第二放热峰的试样(没有发现中间结晶化温度Tx1’的试样)。另外，没有出现第二放热峰的组成的，其磁特性优良。表明即使在这些组成系中添加Zn，对于结晶化温度也几乎没看到变化。
优选的是将这样求出的结晶化温度的间隔ΔTx做成200℃以上。图77所示的ΔTx，其中的任何一个都是200℃以上，但只要是200℃以上，由于bccFe相和化合物相的结晶化温度间隔宽，所以在最适宜的条件下将合金容易热处理，只有bccFe相析出，抑制其它化合物析出，容易提高软磁特性。因此，合金的热处理温度，优选的是在第一结晶化温度和第二结晶化温度之间(Tx1和Tx2之间的温度)选择。
图78是在与本发明组成类似的组成系中，表示不含Zn的组成系试样的结晶粒径的三角组成图，但若在该组成系中加入本发明组成范围的Zn时，结晶粒径稍微减小，这是从下述的试验结果由本发明人确认的。因此表明，对于本发明组成系的合金也可得到粒径12nm以下，优选的是粒径11nm以下的结晶粒。
图79是表示与本发明组成类似的组成系中不含Zn的组成系试样的磁致伸缩(λs)的三角组成图，但本发明人确认，即使在该组成系中添加Zn，磁致伸缩也相同。因此表明，对于在图79表示的组成系的合金中添加Zn的本发明组成系的合金，也可得到磁致伸缩在0附近。
图80表示添加Zn的本发明组成系合金试样的结晶粒径(d)的Zn浓度依存性。发现了通过添加Zn，使结晶粒径有稍微减小的倾向。
图81表示添加Zn的本发明组成系合金试样的磁致伸缩(λs)的Zn浓度依存性。通过添加Zn，明显地看到磁致伸缩减少的倾向，但变化量微小。
图82表示对于在Fe85.75Zr2Nb4B8.25组成的合金试样中添加0.12原子％或0.13原子％的Zn的试样，将用交流磁化特性测定装置测定铁损的结果与比较例的Fe78Si9B13组成的薄带试样的数值的比较。从图81所示的结果表明，本发明试样的铁损，与比较例的试样比较显示出铁损小。另外，表明本发明试样的铁损，在1.5T时，低于0.1W/kg，是硅钢板的1/10左右的优良值，Fe基非结晶的几分之一的优良值。
图83是表示Fe78Si9B13组成的比较例试样、Fe85Zr1.75Nb4.25B9组成的比较例试样、Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的比较例试样、Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的比较例试样和(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的本发明合金试样的铁损随时间变化(在规定时间加热到200℃后，降到常温进行测定)。
从图83所示的结果表明，本发明试样远远小于Fe78Si9B13组成的比较例试样的铁损，发挥了几乎没有随时间变化的优良特性。另外，若与不添加Zn的大致相同组成的比较例试样相比，表明铁损更低，变化率也低。另外，该例的试样也显示出在加热300小时后铁损降到0.1W/kg的优良值。
进而，表5和表6表示图83所用的各试样的铁损、顽磁力和导磁率随时间的依存性。如表1和表2结果表明，添加Zn的本发明试样的铁损值本身(0.081～0.90)低，变化率也小，顽磁力也小(0.038)，导磁率也优良(60200～61200)。另外，在规定范围内含Zr和Nb的试样中，铁损和顽磁力低，显示了高导磁率，但在该组成系中添加Zn，表明铁损进一步变低，发挥了更高的导磁率。
表6
试样处理条件N2环境、200℃铁损测定条件Bm＝1.4T，f＝50Hz，室温图84是表示使用与图83所用的试样相同组成的试样，在320℃下，在规定时间加热后，在室温下测定铁损的结果；图85表示图84所示的铁损的时间变化率。
图84和图85所示结果表明，本发明试样显示了远远小于Fe78Si9B13组成的比较例试样的铁损变化率，比不含Zn的Fe85.75Zr2.25Nb3.75B8.25组成的比较例试样更低的铁损变化率。
由此表明，在FeNbZrB系的合金中加入少量的本发明规定范围的Zn，可使铁损成为更低值的同时，铁损的随时间变化率也低。
图86表明，对于分别是板厚为20μm的薄带试样的Fe78Si9B13组成的比较例试样、Fe84Zr3.5Nb3.5B8Cu1组成的比较例试样、Fe90Zr7B3组成的比较例试样、Fe84Nb7B9组成的比较例试样、Fe73.5Si13.5B9Nb3Cu1组成的比较例试样、Fe85.5Zr2Nb4B8组成的比较例试样和(Fe0.855Zr0.02Nb0.04B0.085)99.86Zn0.14组成的本发明合金试样，表示了弯曲直径(Dfmm弯曲半径为何值时可否不损坏地进行弯曲加工)和破坏应变(λf10-3破坏时的应变)值。
此时的弯曲变形，是使用两根杆和薄带试样，在两根杆之间，夹入带有杆的薄带，使两根杆慢慢接近，将薄带折曲成山状，在折曲成这样的山状时，将折断薄带时的杆端面间的距离作为L，薄带的厚度作为t时，将t/(L-t)的值定义为破坏应变(λf)。其结果如图86所示。
图86表明，图86所示组成的本发明试样，只要是510℃至520℃的适宜热处理温度，就可使弯曲直径变小，得到难以破坏的试样。另外，热处理温度在各个组成系中结晶化温度不同，所以如图86所示，热处理温度不同，但热处理时的升温速度各试样都是180℃/分钟，在规定的热处理温度下保持5分钟后进行冷却处理。
所说的这些破坏弯曲特性优良，是指在将软磁合金的薄带卷绕，做成变压器的磁芯时，在薄带上不发生龟裂等方面上是有效的，弯曲直径越小，即使以小半径卷绕，薄带也难以破坏。
图87表示由磁化的温度变化求出的非晶质相的居里温度的Zn浓度依存性；图88表示不进行热处理的急冷状态的合金的居里温度的Zn浓度依存性。
在不进行热处理的试样中，没有看到随Zn浓度变化的居里温度的变化，这可认为是Zn浓度低的缘故。另一方面，在510℃下进行热处理后，可看到随着Zn浓度增加，居里温度增加，这可认为是通过进行热处理，bccFe相析出，其余部分的非晶质相组织变化的缘故。
本发明人根据这些试样的TEM观察和组成分析的结果，发现Zn向残留非晶质相浓化。该Zn的浓化可认为是使非晶质相的居里温度升高而引起的。本发明人推定残留非晶质相的居里温度升高，与bccFe相间的交换结合升高有关，与导磁率的增加及顽磁力的降低有关。
图89表明(Fe0.86Nb0.07B0.07)100-zZnz组成的软磁合金的顽磁力的Zn浓度依存性，但有通过Zn的添加顽磁力变小的倾向，Zn浓度为0.04～0.07原子％的范围内，顽磁力达最小水平，随着Zn浓度升高，顽磁力慢慢地升高，但即使是0.12原子％的试样，比不添加Zn的试样也显示低的顽磁力。
图90表示相同组成的软磁合金的导磁率的Zn浓度依存性，但通过添加Zn导磁率增加，在0.07原子％时显示最大，然后导磁率慢慢地降低。
图91表示(Fe0.86Zr0.02Nb0.04B0.08)100-zZnz组成的软磁合金的顽磁力的Zn浓度依存性，但与图89所示的合金试验结果相同，通过添加Zn，顽磁力具有最小值，添加了0.133原子％Zn的试样，与不添加Zn的试样相比较，显示约65％的低值，所以通过添加Zn可降低顽磁力。
图92表示相同组成的软磁合金的导磁率的Zn浓度依存性，但通过添加Zn可提高导磁率，添加0.133原子％时，导磁率显示最大值。另外，关于Zn添加量，在添加0.025原子％的试样中，显示29821的高值，即使在添加0.19原子％的试样中也显示超过31769的优良导磁率。由此表明，为了得到30000以上高的导磁率，添加超过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。
图91和图92所示的顽磁力和导磁率的试验结果比图89和图90所示的试验结果优良，这是由于将各试验所用试样的Zr和Nb的含有比例做成软磁特性良好的所希望的范围的缘故。
以下，表7是对于FeNbB系合金试样、FeZrB系合金试样、FeHfB系合金试样和FeZrNbB系合金试样，将添加规定量的Zn时的导磁率(μ’1KHz)、顽磁力(HcOe)和饱和磁通密度(B10T)的值作为实施例所记载的。另外，对于不添加Zn的试样，作为比较例并记在表3中。
表7
<p>在表7中，在FeNbB系的第16号的试样中加入0.07原子％Zn的是第10号试样，在FeZrB系的第17号的试样中加入0.1原子％Zn的是第11号试样，在FeHfB系的第18号试样中加入0.1原子％Zn的是第12号试样，同样在第19号的试样中加入0.13原子％Zn的是第13号试样，在第20号的试样中加入0.13原子％Zn的是第14号试样，在第21号试样中加入0.14原子％Zn的是第15号试样。
由表7所示结果表明，在其中的任何一种组成系中添加Zn，导磁率都显著提高，顽磁力变低，同时饱和磁通密度在1.6T左右的优良值。
可是，作为元素M，在添加Zr和Nb时，其添加量和Zr/(Zr+Nb)值的范围与上述的FeZrNbB系合金相同。
但是，如图93所示，Zr+Nb的添加量为4原子％时，顽磁力极高，所以Zr+Nb量的下限，即使是FeZrNbB、FeZrNbBZn系中任何一种合金系都指定为5原子％。
另外，只要将上述各软磁合金作为磁芯使用，就可做成损失少、可小型化、加工性优良的低铁损磁芯。
实施例6第一制造方法以下各实施例所示的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金，通过使用图1所示的装置的单辊液体急冷法做成。即，从一个旋转的钢制冷却辊上的石英制喷嘴，通过Ar气压力喷出规定成份的熔融金属乃至金属溶液，急冷，制得薄带。此时，从喷嘴喷出的金属溶液的温度，即喷出温度在本实施例中控制在1240～1350℃左右。另外，如上所述的“规定成份的熔融金属”是指分别对应于具有上述第一至第三场合的各组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金。但是，对于含Zn的第二和第三场合，必须注意如下事项。即，鉴于Zn的熔点及沸点分别在419.5℃及908℃，上述喷出温度为1240～1350℃左右时，大部分Zn蒸发消失掉。因此，作为要满足第二和第三场合的组成比的合金，对于最终要确保Zn的组成比时，必须将超过上述Zn量的Zn加入到坩埚中。具体地说，为了做成目的组成，即0.025原子％以上0.2原子％以下，需要将其20倍左右的原料Zn加入到坩埚中。
如上所述制作的薄带宽度为约15mm，厚度约为20μm。另外，急冷的薄带由非晶质作为主体的合金构成，如上所述，为了使bccFe的微细结晶粒析出，提高软磁特性，进行加热到结晶化温度Tx1以上的规定的热处理温度Ta后冷却的热处理，可得到高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金薄带试样和各比较例试样。此时，在本实施例中，要将热处理温度Ta规定在490℃以上670℃的同时，达到该热处理温度Ta的速度，即将升温速度规定在10℃/分钟以上200℃/分钟以下。但是，为了得到比较例等试样，通过变更达到热处理温度Ta后的保持时间，也可制做成合金。
这样得到的软磁合金薄带试样的导磁率μ’(复数导磁率的实数部分)是将薄带加工，做成外径10mm、内径6mm的环状，将其卷绕成层叠物，使用阻抗分析器进行测定的。导磁率μ’的测定条件做成5mOe、1KHz。另外，顽磁力Hc和饱和磁通密度B10是使用直流B-H环路描绘仪在10Oe下测定的。
以下，对于上述得到的试样，以热处理温度Ta及升温速度的变化，对于高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金的各个特性有怎样的影响，加以说明。
图94和图95表示了在组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的合金中，对于达到热处理温度Ta后的保持时间做成0分钟的热处理的，其热处理温度Ta及升温速度、上述合金的导磁率μ’(复数导磁率的实数部分)(图94)及顽磁力Hc(图95)的关系是怎样的，对此进行测定的结果。另外，在这些图中，粗实线表示喷出温度为1280℃，细实线是表示1320℃。另外，下述的图4至图11都是与上述相同的图，这此与图94及图95不之处只是热处理温度Ta的保持时间不同。另外，是对于上述合金的组成，但这表明是满足上述第一合金条件的。
首先，是对于图94的导磁率μ’，但这表明从图中可看清，其整体分布在200～53800之间。在其中，特别优选的部分可以说是在热处理温度Ta为520℃～550℃左右且升温速度为40℃/分钟左右的交差部位或热处理温度Ta在650℃左右且升温速度在40℃/分钟左右的交差部位。在该部分，不受喷出温度影响，导磁率μ’为50000～53800，测定出极好的值。另外，在其附近也记录导磁率μ’＝40000左右，这也是很好的。
另外，在图中“amor.”所指示的虚线，在该虚线所分割两个区域的热处理温度Ta低的区域中，整个试样都是非晶质相，即表示上述的bccFe的微细结晶粒没有结晶化。此时，如图表明，导磁率μ’仅测定极低值，其结果可以说认识到本发明的bccFe相的重要性。
另一方面，对于图95的顽磁力Hc，表明是在39～2455mOe的范围内观察的。作为软磁特性特别优良的部分是热处理温度Ta在550℃附近且升温速度在100℃/分钟的交差部分。在该地点，顽磁力Hc是39mOe。另外，从该图观察到几乎所有的区域都为5OmOe左右，可以说整体是良好的，但与上述导磁率μ’场合相同地，关于试料全体都成为非晶质相，测定百～千级别的顽磁力Hc是不好的。
以下，对于图96和图97以后的图加以说明。图96和图97以后，如上所述，表示了达到热处理温度Ta后的保持时间依次变化时，导磁率μ’及顽磁力Hc以℃那样地进行测定的结果。具体地，图96和图97将保持时间设成5分钟，图98和图99设成10分钟，图100和图101设成30分钟，图102和图103设成60分钟。
对于图96的导磁率μ’，喷出温度在1320℃时，热处理温度Ta在500～600℃附近且升温速度在30～90℃/分钟左右交差部位另外，喷出温度在1280℃时，在比上述规定的区域还窄的区域，显示透磁率μ’为50000左右。
首先，在图97中，在喷出温度为1320℃下，热处理温度Ta在530℃附近，且升温速度为40～100℃/分钟左右的交差部位时，顽磁力Hc显示40mOe左右。喷出温度在1280℃时，与图96的导磁率μ’相同，最适宜的区域变成稍窄。
可是，图96和图97中显而易见的是消灭上述“amor.”区域。这对于图98以后的也是一样的。即，由此可推测，上述“amor.”区域产生的理由是在图2和图95的低热处理温度中，为了bccFe的结晶成长，从外部不能给予充分能量。
对于图98的导磁率μ’，在喷出温度为1320℃时，热处理温度Ta为500～600℃左右、升温速度为20～200℃/分钟左右，观测到50000左右的测定值，表明是良好的；在喷出温度为1280℃时，与图96相同，仍然在比其稍窄的区域测定到良好的值。
图99的顽磁力Hc，在喷出温度为1320℃时，在热处理温度Ta为510～540℃附近且升温速度为20～100℃/分钟时，可测出40mOe左右，是良好的。在喷出温度1280℃下，虽然不能测定到40mOe以下的顽磁力Hc，但大体上可以说与喷出温度为1320℃时相同。
对于图100的导磁率μ’，热处理温度Ta在510～550℃左右、升温速度为20～200℃/分钟左右是最好的。另外，对于图101的顽磁力Hc，在热处理温度Ta为510～580℃附近且升温速度为40～200℃/分钟左右交差的区域，可测到45mOe左右。
对于图102的导磁率μ’，在喷出温度1320℃下，热处理温度Ta为500～550℃左右、升温速度为20～40℃/分钟左右时，可观测到50000左右的导磁率μ’。在喷出温度1280℃下，也观测到50000左右的导磁率μ’。
对于图103的顽磁力Hc，在喷出温度1320℃下，热处理温度Ta为500～600℃左右、升温速度为20～200℃/分钟左右时，是40～49mOe；喷出温度即使是1280℃，在比上述稍窄的区域中也观察到相同的顽磁力Hc。
图104和图105表示对于上述组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金，在保持时间0～60分钟下，总结了热处理温度Ta及升温速度和导磁率μ’(图104)及顽磁力Hc(图13)的关系。喷出温度是1280℃。另外，图106和图107是从图104和图105，仅对于保持时间为0、10、60分钟进行选择的。图108和图109，同样是仅对于保持时间为5、30分钟进行选择的。另外，图11O至图115，是在喷出温度为1320℃时，与图104至图109相同意义的图。
这些图表明导磁率μ’的特别良好的范围是与保持时间的长短无关，喷出温度在1280℃时，热处理温度Ta为500～560℃附近、升温速度是40～100℃/分钟左右的交差区域(导磁率μ’＝50000)。另外，表明喷出温度在1320℃时，在上述图94至图103的说明中也涉及到了，但比喷出温度在1280℃时的良好范围还要宽。另外，从总的看，可明确地表明几乎所有区域的导磁率μ’都超过30000左右。
对于顽磁力Hc，特别优选的范围是在喷出温度为1280℃时，热处理温度Ta为520～560℃、升温速度为100℃/分钟左右的交差区域(顽磁力Hc≈40mOe)。另外，在喷出温度1320℃时，与导磁率μ’相同，比喷出温度1280℃时的范围宽。特别是可以看到升温速度适宜范围扩大。另外，也表明顽磁力Hc是50mOe左右，是在比较宽的范围内分布着。
从这些图可看到，保持时间的长短对其导磁率μ’及顽磁力Hc的影响，但随着保持时间变长，有适宜范围变窄的倾向。例如，若喷出温度为1280℃下保持时间达到30分钟以上，则不存在50000的区域。
由以上表明，在与喷出温度、保持时间无关，要得到良好的导磁率μ’及顽磁力Hc时，只要热处理温度Ta控制在大致490℃以上、670℃以下，最优选的是500℃以上、560℃以下，另外升温速度在大致10℃/分钟以上200℃/分钟以下，最优选的是30℃/分钟以上100℃/分钟以下即可。
另外，此时升温速度的下限是10℃/分钟或30℃/分钟，所以可具有以下两个优点。即，第一，即使升温速度是如上述的小值，也可制成优良的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金，这样可使热处理炉等设备价廉。第二，热处理工序中的合金是慢慢加热的，所以可实施全体上无斑纹的热处理。由此可见，在设定升温速度时，要尽可能地选择使其变慢的条件。
至此说明的图的合金组成Fe85.5Zr2Nb4B8.5是相当于上述第一场合的合金。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％，所以它完全满足第一合金的条件。另外，本组成的合金的Zr的组成比与Nb的组成比的总量是6原子％，这也符合与总量有关的上述“最好的条件(5.7原子％以上6.5原子％以下)”。
图116和图117是表示测定热处理温度Ta及升温速度，组成为Fe85.5Zr2Nb4B8.5的合金的导磁率μ’(图30)及顽磁力Hc(图31)的关系的结果。另外，保持时间为5分钟，图中的粗实线表示喷出温度为1260℃，细实线为1300℃。
图118和图119是与上述相同意义的图，但在合金的组成为(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1，这点上是不同的。另外，以下图120和图121，以及图122和图123表明，合金组成的Zn量是逐渐增加的，在(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)98Zn2、(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)97Zn3分别成为对象的合金组成，表示与这些有关的导磁率μ’及顽磁力Hc。
可是，这是对于上述合金组成的(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)99Zn1、(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)98Zn2及(Fe85.5Zr2Nb4B8.5)97Zn3的Zn量，是指制造该合金时，分别“投入”1原子％、2原子％及3原子％的Zn。即，不是指这些合金中“所含”上述各原子％的Zn。如上所述，在制造含Zn的合金时，Zn几乎要蒸发消失掉，投入量的一部分仅作为合金残存着。另外，该合金中实际含有的Zn量如表8所示。
表8Zn分析结果
<p>如表8所示，在Fe85.5Zr2Nb4B8.5时的Zn投入量为1原子％时，残存0.056原子％的Zn，同样，2原子％时是0.108原子％，3原子％时分别残存0.133～0.141原子％的Zn。而且，这些值是相当对于上述第三场合的合金说明时的“z”。另外，这些值当然是满足上述条件，即0.025原子％以上0.2原子％以下的。另外，表8是表示图32至图37有关的某组成以外的，但这些数据也可在以后的有关含Zn合金的各个特性的说明时参照。
首先，图116的导磁率μ’是在700～39800范围内进行测定，特别是导磁率μ’为35000以上(喷出温度1260℃)的区域，成为处理温度Ta在510℃～550℃左右、升温速度在30～100乃至200℃/分钟左右的交差部分。另外，图117的顽磁力Hc是在46～754mOe范围内测定的，可以说热处理温度Ta为520℃左右以上、升温速度为50～100乃至200℃/分钟左右的交差部分是优选的。
另一方面，图118的导磁率μ’是在800～55700(大致30000以上)的范围测定的，表明其最高值比上述图116大。另外，对于图119的顽磁力Hc为37～670mOe，其最小值比上述图117小。这样，通过添加Zn可提高软磁特性，导磁率μ’、顽磁力Hc也都是良好的。
另外，关于图118和图119的特别良好的区域，可看到与图116和图117没有大的不同。
对于图120的导磁率μ’，其测定的最高值为57500，比以前的场合有些提高。另外，导磁率μ’在此时，大致是图中所示的整个区域，观察到40000左右乃至其以上的值，表明是良好的。另外，图121的顽磁力Hc是在37～219mOe范围内测定的，其最小值多少降低一些。但可以说与图119没有大的区别，因此，在整体上是优良的。
另外，图122的导磁率μ’的最高值是52600，图122的顽磁力Hc最小值是43mOe，这些也可以说与上述场合没有大的不同。但是，在该场合，导磁率μ’比上述场合还稍微低，顽磁力Hc比上述场合稍微高，可以看到在整体上软磁特性降低了一些。
另外，图120至图123的特别优良的区域只要与喷出温度无关，就与图118和图119相同，即与图116和图117没有大的不同。
图124和图125，根据上述图116至图123所示的数据，喷出温度是1260℃时，将Zn的投入量ζ是0、1、2及3归纳成一个图，关于这个，表示了热处理温度Ta及升温速度和导磁率μ’(图124)及顽磁力Hc(图125)的关系。另外，图126和图127与图124和图125意义相同，表示了喷出温度1300℃时的导磁率μ’(图126)和顽磁力Hc(图127)。
将这些图与以前相比较，容易看到添加Zn的效果。即，例如在图124中，在不含Zn的组成的合金中，导磁率μ’是围绕38000区域存在着，但ζ＝1时，出现45000的区域，在图125中，对于不含Zn时，48mOe的领域是最低，在ζ＝1时出现38mOe的领域。另外，图126和图127中也是一样的。
由此表明，添加Zn可提高软磁特性，但与热处理温度Ta及升温速度有关，可制成大致相同的优良的合金。即，由此结果可以说，只要热处理温度Ta为510℃～550℃左右，升温速度为30～100乃至200℃/分钟左右就可以。
实施例7第二制造方法与实施例6相同地制造宽15mm、厚约20μm的合金薄带。另外，急冷状态的薄带是由非晶质作为主体的合金构成的，但为了使bccFe的微细结晶粒析出，提高软磁特性，进行加热到结晶化温度以上后冷却的热处理，得到高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金薄带试样和各比较例试样。
由上述得到的软磁合金薄带试样的导磁率μ’(复数导磁率的实数部)是将薄带加工成外径10mm、内径6mm的环状，将其卷绕成层叠物，用阻抗分析器测定的。导磁率μ’的测定条件是5mOe、1KHz。另外，顽磁力Hc和饱和磁通密度B10是使用直流B-H环路描绘器在测定10Oe下进行测定的。
表9和表10是表示对于由上述工序得到的各个薄带试样，通过对热处理前的合金(在冷却辊上凝固后或急冷后或急冷状态的合金)的X线衍射的bccFe相的(200)面有关的强度、顽磁力Hc[Oe]、饱和磁通密度B10[T]、残留磁通密度Br[T]、导磁率μ’(复数导磁率的实数部)进行测定的结果(关于Ta及Tx1、Tx2、Tx1的内容在以下加以说明)。另外，其中表10的“起始”是表示在冷却辊上开始形成薄带，即从喷嘴开始喷出金属溶液以后制造的合金，“终结”是表示与此相反地终了时制造的合金。
表9
表10
<p>从这些表表明，在这所表示的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金的组成，相当于上述第一场合的。也就是，分别是Fe85Zr1.75Nb4.25B9、Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85Zr2Nb4.5B8.5，其中的任一种都满足上述第一合金的条件。以下，对于这些，以喷出温度小于1350℃的和1350℃以上的对比作为中心进行研究。
首先，在Fe85Zr1.75Nb4.25B9组成的热处理前的合金中，对于喷出温度小于1350℃的，在起始侧、终结侧双方进行X线衍射时，没有检测出因结晶相引起的峰。另一方面，对于喷出温度在1350℃以上的，可观察到来自bccFe相的(200)面的峰。在表1中，前者表示为“-”、后者表示为“XX”。另外，表示成“X”的，对于表示“XX”时不是强峰。
这表明若喷出温度低于1350℃，制造的合金大致完全是非晶质，在与其相反的场合，与热处理前无关成为其至少一部分已进行结晶化的状态。在本发明中，热处理前的合金组织是非晶质相，这是重要的，所以上述结果成为喷出温度小于1350℃时可制成最优选的合金的一个证据。
另外，对于顽磁力Hc，在喷出温度小于1350℃时，是0.038～0.044(起始侧)、0.038～0.044(终结侧)，在同样的1350℃以上时是0.76～0.086(起始侧)、0.049～0.078(终结侧)的同时，对于导磁率μ’，喷出温度小于1350℃时，是40968～49672(起始侧)、41508～49649(终结侧)，在同样的1350℃以上时是23812～24739(起始侧)、25594～38191(终结侧)，可明确地表明喷出温度小于1350℃时可制造优良的合金。进而，在这些喷出温度小于1350℃时的饱和磁通密度B10不管起始侧还是终结侧，可大致确认都是1.5T以上的，所以说在这些上也具有优良的软磁特性。
此外，如表9和表10表明，Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe85Zr2Nb4.5B8.5可以说也与上述大致相同。即，若喷出温度小于1350℃，可制造顽磁力小、导磁率大，且具有充分的饱和磁通密度的发挥优良软磁特性的合金。
但是，表9中的Tx1[℃]是表示bccFe的结晶化温度、Tx2[℃]是表示从Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度。进而，Tx1[℃]是取上述Tx1和Tx2的中间值的其它化合物相的结晶化温度。这些Tx1、Tx2和Tx1是如上述决定与热处理有关参数的因子。即如上述优选的是做成ΔTx＝Tx2-Tx1＝Tx1’-Tx1≥200℃。
表9和表10的各组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金，满足ΔTx≥200℃的同时，对于Ta也满足上述条件。即，表明有关这些合金的热处理，是可适宜地进行的。
接着，对于表11、表12、表13及表14加以说明。由于在这些表中所述的各合金都不含Zn，所以可以说是相当于上述第一场合的合金。另外，在这些表中，所有的场合喷出温度都小于1350℃。
表11<
<p>表12
表14
<p>首先是顽磁力Hc，但若综合地观察表11、表12、表13及表14，表明在0.038～0.116(Oe起始侧)及0.043～0.114(Oe终结侧)的范围。另外，在其中，其几乎所有场合都是0.04(Oe)左右的值。接着，是饱和磁通密度B10，但它们几乎所有场合都是1.5T以上(成为1.5T以下的，只是表11及表12的薄带LotRQ6-108、同样的RQ6-111中任何的终结侧、表13及表14同样的RQ6-148的起始侧)。进而，对于导磁率μ’，虽然有若干例外的，但几乎都成为超过30000的值。
其结果表明，由这些表所示的喷出温度小于1350℃制成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金，可作为软磁特性优良的合金进行制造。另外，在该场合，也与结晶化温度Tx1、Tx2等、热处理温度Ta有关，做成满足表9所述的上述条件。
可是，认为在表9～表14中显示出特别优良的软磁特性的，例如可举出表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。在这些场合表明，Zr的组成比和Nb的组成比的总量是6原子％。
以下，对于表15和表16加以说明。表15和表16表明，对于含Zn组成的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金，即上述第二至第三场合的合金的薄带试样，与上述表1至表6中说明的相同，测定顽磁力Hc、饱和磁通密度B10、导磁率μ’等的各特性的结果。
表15
表16
<p>可是，对于表15和表16所述的组成式的Zn量，但其下标所述的“1”、“2”、“3”是指制造该合金时，分别为1原子％、2原子％及3原子％的Zn“被加入”之意。即，不是指这些合金中“所含”上述各原子％份的Zn之意。如上所述，在制造含Zn的合金时，Zn几乎蒸发消失掉，其加入量的一部分仅作为合金残存着。另外，实际该合金所含的Zn量如表8所示。
另外，在表15和表16中表明在所有场合，喷出温度都小于1350℃，其结果，顽磁力Hc为0.037～0.131(起始侧)、0.040～0.140(终结侧)，饱和磁通密度B10为1.59以上(起始侧)、1.52以上(终结侧)，导磁率μ’为23088～63337(起始侧)、20936～55250(终结侧)。与导磁率μ’有关，如现在说明的，也可散见20000左右，但总体上占优势的是30000左右以上或40000～50000的。因此，在该表15和表16表明，无论怎样，都可制成具有优良的软磁特性的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁合金。
另外，(200)面引起的峰，除了薄带LotRQ6-172、RQ6-170之外的所有场合都观察不到，因此，在此所述的试样，几乎都呈现出非晶质相作为主体的优良的组织。
进而，即使在表15和表16场合也满足与结晶化温度Tx1、Tx2或热处理温度Ta等有关的上述条件。
实施例8第三制造方法与实施例1相同地制作Fe85.5Zr2Nb4B8.5、Fe78Si9B13(市售品非晶质合金)组成的急冷状态的薄带后，进行第一热处理。另一方面，与实施例5相同，制作Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12、(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13组成的急冷状态的薄带后，进行第一热处理后，降到室温。
在此，薄带的第一热处理条件，对于Fe85.5Zr2Nb4B8.5、(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12、(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13，是在升温速度180℃/分钟、保持时间5分钟、保持温度分别为510℃、525℃、510℃的条件下进行的。对于Fe78Si9B13，是在升温速度180℃/分钟，保持时间120分钟，保持温度350℃的条件下进行的。
接着，在空气中，对于得到的各薄带进行第二热处理，此时，测定将保持温度320℃下、保持时间在0～100小时的范围内变动时的各试样的顽磁力、导磁率、B10和Br(残留磁化)。另外，研究这些磁特性的第二热处理时间依存性。此时的磁特性的第二热处理时间依存性，研究了第二热处理时间(保持时间)和顽磁力、导磁率、B10和Br(残留磁通密度)的变化率。此时的B10与饱和磁通密度大致相同。另外，此时的薄带的第二热处理条件，将从室温升温到保持温度为320℃时的升温速度做成20℃/分钟。其结果如表17至表20所示。另外，图128表示顽磁力(Hc)的第二热处理时间依存性。图129表示导磁率的第二热处理时间依存性。表17至表20及图128至图129表示，各磁特性的变化率是以第二热处理时间为0小时，即以不进行第二热处理时的磁特性作为基准，对此的变化率。
表17
<p>表18
<p>表19
表20<
<p>如表17和图128所示的结果表明，将Fe78Si9B13(市售品非晶质合金)组成的急冷状态的薄带，进行上述第一热处理后，进行上述第二热处理的，其顽磁力几乎都大于0.05Oe，另外，随着第二热处理时间变长，顽磁力大幅度地变化。相反地，将本发明的组成范围的Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13组成的急冷状态的薄带分别进行上述第一热处理后，将进行上述第二热处理1小时以上的，与不进行的相比较，顽磁力变小。由此表明，对于在本发明组成范围内，且实施本发明制造方法的试样，顽磁力变小，在Fe78Si9B13组成的比较例试样中，顽磁力大幅度地变差。因此，从该结果表明，可适用本发明制造方法的是具有微细的结晶结构的合金，优选的是本发明组成范围内的合金。
如表18和图129所示的结果表明，在将Fe78Si9B13(市售品非晶质合金)组成的急冷状态的薄带进行上述第一热处理后，进行上述第二热处理的，其导磁率在5200以下，另外，随着第二热处理时间变长，导磁率大幅度地变化。与此相反，将本发明组成范围的Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13组成的急冷状态的薄带，分别进行第一热处理后，进行上述第二热处理的，其导磁率μ’大到38500以上，另外，第二热处理时间变长，导磁率的变化率小。由此，将表17和图128的结果综合考虑表明，在本发明组成的范围内，且实施本发明的制造方法的试样，顽磁力变小，导磁率提高或保持高值，所以软磁特性提高。与此相反，Fe78Si9B13组成的比较例试样，如果用本发明的制造方法，导磁率大幅度地变差，所以本发明制造方法可很好地适用于具有微细结晶结构的合金，优选的是本发明组成范围的合金。
如表19所示结果表明，将Fe78Si9B13(市售品非晶质合金)组成的急冷状态的薄带进行上述第一热处理后，进行第二热处理的，B10小于1.57以下，另外，B10的变化率小。与此相反，将本发明组成范围内的Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13组成的急冷状态的薄带，分别进行上述第一热处理后，进行第二热处理的，表明B10大到1.57以上，另外，即使第二热处理时间变长，变化率也小。由此表明，在本发明的组成范围内，且实施本发明的第三制造方法的试样，保持着比Fe78Si9B13组成的比较例试样远远大的饱和磁通密度。
如表20所示结果表明，将Fe78Si9B13(市售品非晶质合金)组成的急冷状态的薄带，进行上述第一热处理后，进行上述第二热处理的，随着第二热处理时间变长，残留磁通密度大幅度地变化。与此相反，将本发明组成范围内的Fe85.5Zr2Nb4B8.5组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.88Zn0.12组成的急冷状态的薄带，(Fe0.8575Zr0.02Nb0.04B0.0825)99.87Zn0.13组成的急冷状态的薄带分别进行上述第一热处理后，进行第二热处理的，即使第二热处理时间变长，残留磁通密度的变化率也小。由此，在本发明的组成范围内，且实施本发明的第三制造方法的试样，可提高软磁特性，且提高残留磁通密度。与此相反，Fe78Si9B13组成的比较试样，若适用本发明的制造方法，虽然可提高残留磁通密度，但软磁特性大幅度地变差。
从图128和图129及表17至表20的结果看，只要将本发明的制造方法适用于具有微细的结晶结构的合金，优选的是适用于本发明的组成范围所示的合金，就可保持高导磁率、饱和磁通密度、残留磁通密度，使顽磁力变小。
另外，同时表明，只要适用本发明的制造方法，只要是第二热处理温度以下的热也可提供时效变化小的软磁合金。
权利要求
1.高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是将非晶质相作为主体的合金进行热处理，做成组织的50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe相作为主体的微细结晶质组织，且由下式组成构成的，FeaZrxNbyBz但是，表示组成比的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.根据权利要求1所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，表示组成比的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.根据权利要求1所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是将上述bcc-Fe相的结晶化温度作为Tx1、从Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度作为Tx2，将结晶化温度的间隔(ΔTx)做成ΔTx＝Tx2-Tx1时，200℃≤ΔTx。
4.根据权利要求1所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其饱和磁通密度是1.5T以上、在频率50Hz下外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下、在200℃下500小时时效的前后的铁损变化率是10％以下。
5.根据权利要求1所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其破坏应变是1.0×10-2以上。
6.高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是由下式表示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成、其余部分由非晶质合金相构成、上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致是非晶质相的单相组织后，使上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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.根据权利要求6所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是在上述高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，在320℃下加热100小时，铁损的变化率20％以下，饱和磁通密度1.5T以上，导磁率30000以上。
8.根据权利要求6所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其破坏应变是10×10-3以上。
9.高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是由下式所示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的一种或两种，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种元素，M’是从Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种元素，表示组成比的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.根据权利要求9所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是在上述高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，在320℃下加热100小时的铁损变化率20％以下，饱和磁通密度1.5T以上，导磁率30000以上。
11.根据权利要求9所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其破坏应变是10×10-3以上。
12.高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，含有Fe、Zr、Nb和B，进而添加Zn，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分是由非晶质合金构成。
13.根据权利要求12所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是在上述高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金中，在320℃下加热100小时的铁损变化率20％以下，饱和磁通密度1.5T以上，导磁率30000以上。
14.根据权利要求12所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是由下式所示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分是由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致是非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnz其中，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种、表示组成比的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.根据权利要求12所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其是由下式所示的组成而构成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致是非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bZrxNbyBtZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种、M’由从Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上元素，表示组成比的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.根据权利要求12所述的高饱和磁通密度低铁损Fe基软磁性合金，其特征在于，其破坏应变是1.0×10-2以上。
17.低铁损磁芯，其特征在于，其是将非晶质作为主体的合金进行热处理，组织的50％以上做成平均结晶粒径100nm以下的bcc-Fe相作为主体的微细结晶质组织，且由下式表示的组成的低铁损Fe基软磁性合金构成，FeaZrxNbyBz但是，表示组成比的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.根据权利要求17所述的低铁损磁芯，其特征在于，上述低铁损Fe基软磁性合金组成比的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.根据权利要求17所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是将上述低铁损Fe基软磁性合金的上述bcc-Fe相的结晶化温度作为Tx1，将从Tx1在高温侧结晶化的化合物相的结晶化温度作为Tx2，结晶化温度的间隔(ΔTx)作为ΔTx＝Tx2-Tx1时，200℃≤ΔTx。
20.根据权利17所述的低铁损磁芯，其特征在于，使用低铁损Fe基软磁性合金该合金的饱和磁通密度是1.5T以上，在频率50Hz下外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下，200℃下500小时时效前后的铁损变化率是10％以下。
21.根据权利要求17所述的低铁损磁芯，其特征在于，由破坏磁应变1.0×10-2以上的低铁损Fe基软磁性合金薄带构成的。
22.根据权利要求17所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是将上述低铁损Fe基软磁性合金薄带形成的环状体层叠一个或两个以上而成的。
23.根据权利要求17所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是将上述低铁损Fe基软磁性合金薄带卷绕成环状环构成的。
24.低铁损Fe基软磁性合金组成的低铁损磁芯，其特征在于，具有下式表示的组成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种，M是Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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.根据权利要求24所述的低铁损Fe磁芯，其特征在于，使用低铁损Fe基软磁性合金，其中，在上述低铁损磁芯中，在200℃下加热500小时的铁损变化率10％以下，饱和磁通密度1.5T以上，在频率50Hz下外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下。
26.根据权利要求24所述的低铁损磁芯，其特征在于，上述低铁损Fe基软磁性合金的破坏应变是1.0×10-2以上。
27.根据权利要求24所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是将由上述低铁损Fe基软磁性薄带形成的环状体层叠一个或两个以上而成的。
28.根据权利要求24所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是将上述低铁损Fe基软磁性合金薄带卷绕，做成环状环构成的。
29.低铁损磁芯，其特征在于，由低铁损Fe基软磁性合金构成，该合金是具有下式所示的组成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致非晶质相单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bBxMyZnzM’u但是，Q是从Co、Ni中的一种或它们两种，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W中选出的一种或两种以上的元素，M’是从Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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.根据权利要求29所述的低铁损Fe磁芯，其特征在于，使用低铁损Fe基软磁性合金，其中，在上述低铁损磁芯中，在200℃下加热500小时的铁损变化率是10％以下，饱得磁束密度是1.5T以上，在频率50Hz下外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下。
31.根据权利要求29所述的低铁损磁芯，其特征在于，上述低铁损Fe基软磁性合金的破坏应变是1.0×10-2以上。
32.根据权利要求29所述的低铁损磁芯，其特征在于，将上述低铁损Fe基软磁性薄带形成的环状体层叠一个或两个以上。
33.根据权利要求29所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是由卷绕上述低铁损Fe基软磁性合金薄带，做成环状环构成的。
34.低铁损磁芯，其特征在于，由低铁损Fe基软磁性合金构成，该合金含有Fe、Zr、Nb及B，进而添加Zn，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金构成。
35.根据权利要求34所述的低铁损磁芯，其特征在于，由低铁损Fe基软磁性合金构成，该合金具有下式所示的组成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金急冷，做成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后，冷却、析出的，(Fe1-aQa)bZrcNbdBxZnz但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种，表示组成比的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.根据权利要求34所述的低铁损磁芯，其特征在于，由低铁损Fe基软磁性合金构成，该合金具有下式所示的组成，组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe的微细结晶粒构成，其余部分由非晶质合金相构成，上述bccFe的微细结晶粒是将合金进行急冷，做成大致非晶质相的单相组织后，将上述非晶质相加热到结晶化温度以上后、冷却，析出的，(Fe1-aQa)bZrcNbdBxZnzM’u但是，Q是Co、Ni中的任何一种或它们两种，M’是由Cr、Ru、Rh、Ir中选出的一种或两种以上的元素，表示组成比的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.根据权利要求34所述的磁芯，其特征在于，使用低铁损Fe基软磁性合金，其中，在上述低铁损磁芯中，在200℃下加热500小时的铁损变化率在10％以下，饱和磁通密度1.5T以上，频率在50Hz下外加1.4T的磁通时的铁损是0.15W/kg以下。
38.根据权利要求34所述的低铁损磁芯，其特征在于，上述低铁损Fe基软磁性合金的破坏应变是1.0×10-2以上。
39.根据权利要求34所述的低铁损磁芯，其特征在于，将上述低铁损Fe基软磁性薄带形成的环状体层叠一个或两个以上而成的。
40.根据权利要求34所述的低铁损磁芯，其特征在于，其是由卷绕上述低铁损Fe基软磁性合金薄带，做成环状环构成的。
41.Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，将Fe作为主成份，将含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素M和B的合金溶液进行急冷，做成大致非晶质单相组织后，进行将达到规定的热处理温度的升温速度做成10℃/分钟以上200℃/分钟以下的热处理，并生成组织的至少50％以上由平均结晶粒径100nm以下的bccFe作为主成份的微结晶粒构成，其余部分由非晶质相构成的组织。
42.根据权利要求41所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，将使上述bccFe的微细结晶粒结晶化时的热处理工序所规定的热处理温度设定在490℃以上、670℃以下。
43.根据权利要求42所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，将上述规定的热处理温度设定在500℃以上、560℃以下。
44.Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，将Fe作为主成份，将含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素M和B的合金熔融在坩埚中的金属溶液，在低于1350℃的温度下，从喷嘴喷到冷却辊，在该冷却辊上急冷凝固，形成非晶质作为主体的薄带，在结晶化温度以上的温度下进行热处理，具有组织的至少50％以上是由平均结晶粒径100nm以下的bccFe作为主体的微结晶粒构成，其余部分是非晶质相的组织。
45.根据权利要求44所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，上述金属溶液的喷出温度是1240℃以上。
46.Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，将以Fe为主成份，含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W、Mn中选出的一种或两种以上的元素M和B的非晶质合金，通过第一热处理，做成以平均结晶粒径30nm以下的微细bcc结构的Fe结晶粒作为主体并含非晶质相的微结晶合金后，以100℃以上、上述第一热处理温度的保持温度以下的保持温度，进行第二热处理。
47.根据权利要求46所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，上述第二热处理的保持温度是200～400℃。
48.根据权利要求46所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，其是将上述第二热处理保持0.5～100小时而进行的。
49.根据权利要求48所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，其是将上述第二热处理保持1～30小时而进行的。
50.根据权利要求46所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，上述第一热处理是以10～200℃/分钟的升温度进行的。
51.根据权利要求46所述的Fe基软磁性合金的制造方法，其特征在于，上述第一热处理的保持温度是500～800℃。
全文摘要
本发明涉及含有Fe
文档编号H01F1/12GK1253364SQ9912249
公开日2000年5月17日 申请日期1999年11月10日 优先权日1998年11月10日
发明者牧野彰宏, 尾藤辉夫, 村上润一, 山本丰, 小岛章伸, 高馆金四郎, 井上明久, 增本健 申请人:阿尔卑斯电气株式会社, 井上明久, 增本健