CN103540872A - 软磁性合金及使用该软磁性合金的磁气部件以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

含有P、B、Cu为必需成分的软磁性合金。优选例是Fe基合金，具有下述组成：含有70原子%以上的Fe、5～25原子%的B、1.5原子%以下的Cu（不包括0）、10原子%以下（不包括0）的P。

Description

软磁性合金及使用该软磁性合金的磁气部件以及它们的制造方法
本申请是申请号：200880008743.6，申请日：2008.03.19，发明名称：“软磁性合金及使用该软磁性合金的磁气部件以及它们的制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及软磁性粉末或软磁性薄带等软磁性合金及使用其的磁芯或感应器、以及它们的制造方法。
背景技术
近年，由于需要便携设备的发展或地球温暖化所带来的环境负荷小的设备，所以比以往更强烈地要求电子设备的小型化、节能化。因此，用于变压器、抗流圈等电子设备的磁性电子部件也比以往更强烈地要求小型化、高频、高效、薄化等。作为上述磁性电子部件的材料，迄今为止大多使用Mn－Zn、Ni－Zn铁素体等。但是，现在，开始换成用树脂等实施了绝缘的饱和磁通密度高的金属磁性材料的层叠磁芯、线束磁芯（woundcores）、压粉磁芯（dust cores）。其中，压粉磁芯是将磁性粉末与承担绝缘、结合作用的结合剂（粘接剂）结合而成型为部件形状的磁芯，由于可以容易地成型为三维形状，所以用于广范围用途的可能性高而受到关注。
作为磁芯的材料，例如可以举出饱和磁通密度较高的Fe、Fe－Si、Fe－Si－Cr。另外，可以举出磁致伸缩或结晶磁各向异性小、软磁特性优异的透磁合金（Ni－Fe系合金）或Sendust（注册商标、Fe－Si－Al合金）。但是，上述材料具有下述问题。首先，Fe、Fe－Si、Fe－Si－Cr虽然饱和磁通密度比其他磁芯材料优异，但软磁特性差。透磁合金和Sendust（注册商标）虽然软磁特性比其他磁芯材料优异，但是与Fe或Fe－Si相比时，饱和磁通密度为一半。
另一方面，最近，非晶质软磁性材料受到关注。作为这种非晶质软磁性材料，有Fe基、Co基的非晶质材料。由于Fe基的非晶质材料没有结晶磁各向异性，所以与其他磁芯材料相比是低铁耗的材料，但非晶质形成能力低，只限于利用单辊液体骤冷法等制作的厚度为20～30μm的薄带等。Co基的非晶质材料存在零磁致伸缩组成，具有比其他磁芯材料优异的软磁特性，但饱和磁通密度比铁素体低，并且由于昂贵的Co是主成分，所以具有不适合商业材料等缺点。另外，关于非晶质形成能力优异的Fe－Al－Ga－P－C－B－Si（专利文献1、2）和（Fe、Co）－Si－B－Nb（非专利文献1）等金属玻璃合金，近年报告有Fe含量低，所以饱和磁通密度较大降低至1.2T左右。另外，与Co基的非晶质材料相同，工业上不适合使用Ga或Co等高价格的原料。
另外，作为低顽磁力、高透磁率的磁芯材料，关注了Fe－Cu－Nb－Si－B（非专利文献2、3、专利文献3、4）和Fe－（Zr、Hf、Nb）－B（非专利文献4、专利文献5）、Fe－Al－Si－Nb－B（非专利文献5）之类纳米结晶材料。纳米结晶材料是使非晶质组织中析出数nm～数10nm左右的纳米结晶的材料，磁致伸缩比现有的Fe基非晶质材料小，其中也存在饱和磁通密度高的材料。此处，纳米结晶材料由于从非晶质状态通过热处理析出纳米结晶，所以具有较高的非晶质形成能力，虽然必须为可以析出纳米结晶的组成，但含有上述组成的纳米结晶材料通常非晶质形成能力低。
因此，用单辊液体骤冷法只能制作厚度为20μm左右的薄带，另外，用冷却速度较慢的水喷雾法等制法无法直接制作粉末。当然，虽然能将薄带粉碎来制作粉末，但由于追加粉碎的工序，所以压粉磁芯的制造效率降低。另外，由于粉碎中难以控制粉末粒径，并且粉末不是球状，所以也难以提高成形性和磁特性。虽然还报告了能直接制作粉末的纳米结晶材料（专利文献4），但由实施例的组成明确可知，该纳米结晶材料由于使Fe含量小于现有的纳米结晶材料，使B含量较多，由此提高非晶质形成能力，所以明显饱和磁通密度比现有的纳米结晶材料低。无论如何，现有的组成得不到具有优异的软磁特性、具有可以直接制造粉末的程度的高非晶质形成能力、饱和磁通密度高的磁芯材料。
非专利文献1：Baolong Shen,Chuntao Chang,Akihisa Inoue,“Formation,ductile deformation behavior and soft-magnetic properties of(Fe,Co,Ni)-B-Si-Nb bulk glassy alloys”,Intermetallics,2007,Volume15,Issue1,p9
非专利文献2：山内、吉泽、“超微細結晶粒組織からなるFe基軟磁性合金”、日本金属学会志、社团法人日本金属学会、1989年2月、第53卷、第2号、p241
非专利文献3：山内、吉泽、“Fe基超微結晶磁性材料”、日本应用磁气学会志、社团法人日本应用磁学会、1990年、第14卷、第5号、p684
非专利文献4：Suzuki,Makino,Inoue,and Masumoto,“Low core lossesof nanocrystalline Fe－M－B(M＝Zr,Hf,or Nb)alloys”,Journal of AppliedPhysics,The American institute of Physics,September，1993,Volume74,Issue5,p3316
非专利文献5：渡边、齐藤、高桥、“Fe－Al－Si－Nb－B微結晶合金薄带の軟磁特性と構造”、日本应用磁学会志、社团法人日本应用磁学会、1993年、第17卷、第2号、p191
专利文献1：日本专利特开平09－320827号公报
专利文献2：日本专利特开平11－071647号公报
专利文献3：专利第2573606号公报
专利文献4：日本专利特开2004－349585号公报
专利文献5：专利第2812574号公报
发明内容
本发明是鉴于上述问题而得到的，其目的在于提供具有优异的软磁特性、同时实现可以容易制作薄带或粉末的程度的高非晶质形成能力与高饱和磁通密度的非晶质或纳米结晶的软磁性合金。
本发明人为了解决上述课题，对各种合金组成进行了潜心研究，结果发现，在含有P、B、Cu作为必需成分的Fe基合金系中限定各种组成成分时，非晶质形成能力提高，能得到作为非晶质相的软磁性薄带或软磁性粉末、构件等。还发现通过在本发明的范围内实施热处理，可以使非晶质中析出平均粒径为50nm以下的α－Fe结晶相（具有以Fe为主成分的bcc结构的结晶粒）。进一步发现通过使用上述非晶质或纳米结晶的薄带或粉末，能得到磁特性优异的线束磁芯或层叠磁芯、压粉磁芯及感应器。并且，基于以上认识完成了以下的发明。
即，本发明提供一种软磁性合金，其是使下述熔融状态的Fe基合金组合物骤冷凝固而成的，所述Fe基合金组合物含有70原子%以上的Fe、5～25原子%的B、1.5原子%以下的Cu（不包括0）、10原子%以下（不包括0）的P。
所述软磁性合金可以具有非晶质相，可以具有混相组织，所述混相组织主要具有非晶质相和分散在所述非晶质相中的平均粒径为50nm以下的α－Fe的结晶相。
根据本发明，可以提供具有优异的软磁特性和高非晶质形成能力，能析出非晶质或纳米结晶的软磁性合金。
另外，上述软磁性合金中，可以提供使用其的薄带或粉末、以及使用该薄带的线束磁芯或层叠磁芯、使用粉末的压粉磁芯等，以及使用其的感应器。
附图说明
【图1】是表示本发明实施例的软磁性薄带及软磁性粉末的热处理前X射线衍射轮廓的图。此处，软磁性薄带具有Fe75.91B11P6Si7Cu0.09的组成，软磁性粉末具有Fe79.91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0.01的组成。
【图2（a）】是表示实施例的感应器的图，是透视线圈的侧视图。
【图2（b）】是表示图2（a）的感应器的图，是透视线圈的侧面图。
【图3】是实施例的感应器的直流重叠特性图。
【图4】是表示实施例的感应器的安装效率的图。
符号说明
1 压粉磁芯
2 线圈
3 表面安装用端子
具体实施方式
以下，详细说明适合本发明的实施方案。
首先，说明第1实施方案的软磁度下实施热处理，能呈现在非晶质相中分散有平均粒径为50nm以下的α－性合金的组成及结构。本发明人进行了各种研究，结果发现在含有P、B、Cu作为必需成分的Fe基合金组合物中，可以容易地制作为非晶质单相且具有优异的软磁特性的薄带或隔壁材料、粉末。还发现通过在适合该合金的温Fe的结晶相的混相组织，进而通过使用该薄带或粉末，能得到磁特性优异的线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯及感应器。
特别是通过限定P、B、Cu的组成成分，将Fe基合金组合物的组成限定为含有70原子%以上的Fe、5～25原子%的B、1.5原子%以下的Cu（不包括0）、10原子%以下（不包括0）的P的组成，可以容易地制作为非晶质单相且具有优异的软磁特性的薄带或隔壁材料、粉末。
在上述Fe基合金中，作为主成分的Fe是承担磁性的元素，为了具有磁特性而必须。其中，Fe比例少于70原子%时，导致饱和磁通密度降低。因此，Fe比例优选为70原子%以上。
B是承担非晶质形成的元素，为了提高非晶质形成能力而必须。其中，B比例小于5原子%时，得不到充分的非晶质形成能力。另外，B比例超过25原子%时，Fe含量相对减少，导致饱和磁通密度降低，同时因熔点急剧上升，非晶质形成能力降低等，导致难以制作薄带或粉末。
认为Cu是必需元素，具有将纳米结晶的粒径微细化的作用。另外，通过与P同时添加，具有提高非晶质形成能力的作用。其中，Cu比例超过1.5原子%时，非晶质形成能力降低，难以直接制作粉末，所以优选为1.5原子%以下。
P是与B相同承担非晶质形成的元素，为了提高非晶质形成能力而必须。其中，P比例超过10原子%时，承担磁性的Fe含量相对减少，导致饱和磁通度降低，同时热处理后析出Fe－P的化合物，是导致软磁特性降低的原因之一。因此，P比例优选为10原子%以下。
此处，上述Fe基合金组合物具有由ΔTx（过冷却液体区域）＝Tx（结晶化开始温度）－Tg（玻璃化温度）表示的过冷却液体区域。所谓具有ΔTx，是指非晶质相稳定、非晶质形成能力高。因此，上述Fe基合金组合物即使利用冷却速度比单辊液体骤冷法慢的水喷雾法或模具铸造法等制作方法也可以非晶质化，可以提高非晶质形成能力。另外，通过在Tg温度附近进行热处理，应力完全缓和，呈现优异的软磁特性，同时在用于析出纳米结晶的热处理中，由于通过ΔTx，所以粘性降低，能缓和粉末的应力。另外，为了得到更优异的非晶质形成能力、软磁特性，优选ΔTx为20℃以上。
上述Fe基合金组合物通过如下所述从熔融状态骤冷而形成具有非晶质相的软磁性合金。另外，通过将非晶质的软磁性合金进行热处理，能得到具有非晶质相和α－Fe的结晶相的混层组织的软磁性合金。本发明的Fe基合金组合物是具有非晶质相或非晶质相和α－Fe的结晶相的混层组织的软磁性合金，软磁特性优异、低铁耗，饱和磁通密度高。需要说明的是，α－Fe的结晶粒的平均粒径超过50nm时，导致软磁特性降低。因此，优选结晶粒的平均粒径为50nm以下，更优选为30nm以下。另外，即使在骤冷状态下析出结晶粒的情况下，结晶粒也为50nm以下即可。
下面，说明第1实施方案的Fe基合金组合物的制造方法。首先，将前面所说组成的Fe基合金熔融。然后，用单辊液体骤冷法或水喷雾法、模具铸造法等冷却方法将熔融的Fe基合金骤冷，制作具有非晶质相的软磁性薄带或软磁性粉末、软磁性构件。此处，对于制作的软磁性薄带或软磁性粉末，通过在可以维持非晶质状态的温度、时间下进行热处理，缓和内部应力，可以提高软磁特性。另外，在可以析出结晶的温度以上进行热处理，在非晶质相中析出50nm以下的结晶粒。即，通过热处理，能得到具有非晶质相和α－Fe的结晶相的混层组织的软磁性薄带或软磁性粉末。此处，热处理温度低于300℃时，无法缓和内部应力，另外，低于400℃时，不析出α－Fe的结晶相，超过700℃时，α－Fe的结晶相的结晶粒径超过50nm，软磁特性降低。因此，以非晶质状态使用时，优选在300℃～600℃的范围下进行热处理。另外，析出α－Fe的结晶相的结晶粒而言，即使在低温下长期保持，也能结晶化，优选在400℃～700℃的范围下进行热处理。热处理例如在真空，氩、氮等气氛下进行，但也可以在大气中进行。需要说明的是，热处理时间例如为10分钟至100分钟左右。进而，在磁场中或应力下进行热处理，可以调制软磁性薄带或软磁性粉末的磁特性。
此处，第1实施方案的Fe基合金组合物的特征在于，通过合金组成的调整、以及用于充分呈现该合金特性的从熔融状态的骤冷凝固和热处理而得到的非晶质单相或非晶质与50nm以下的α－Fe的结晶相的混相组织，所以作为Fe基合金组合物的制造装置，能直接利用现有的装置。也就是说，为了进行热处理工序，需要能调整气氛、能控制在300～700℃的范围的炉，此外，能使用现有的装置，例如为了得到母合金，能使用现有的高频加热装置或电弧熔解装置，薄带化中能使用单辊液体骤冷装置或双辊装置，粉末化中能使用水喷雾装置、气体喷雾装置，隔壁构件中能使用模具铸造装置或喷射成形装置等。
然后，说明使用第1实施方案的Fe基合金组合物中软磁性薄带的线束磁芯、层叠磁芯的制造方法。首先，将热处理前的软磁性薄带切成规定的宽度，卷绕成环状，通过粘接剂或焊接固定，制成线束磁芯。另外，将热处理前的软磁性薄带冲裁成规定的形状，层叠进行使用，制成层叠磁芯。作为层叠间的结合材料，可以使用具有绝缘或粘接功能的树脂。然后，说明使用第1实施方案的Fe基合金组合物中软磁性粉末的压粉磁芯的制造方法。首先，将热处理前的软磁性粉末（具有非晶质相的软磁性粉末）与结合剂结合，制作混合物。然后，将混合物用加压机成型为所希望的形状，制作成型体。最后，对成型体进行热处理，完成压粉磁芯。作为用于线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯的结合材料，使用热固化性高分子，可以根据用途或所需的耐热性适当选择。作为例子，可以举出环氧树脂、不饱和聚酯树脂、酚醛树脂、二甲苯树脂、苯二甲酸二烯丙酯树脂、硅酮树脂、聚酰胺酰亚胺、聚酰亚胺等，当然但并不限定于此。直接以非晶质状态使用时，在300℃～600℃左右不结晶化的范围中实施缓和应力的热处理。另外，以纳米结晶化的状态使用时，通过在400℃～700℃的范围中进行热处理，使非晶质相中析出50nm以下的结晶粒，能同时析出结晶粒和缓和因成型所产生的内部应力。需要说明的是，可以不使用热处理前的软磁性薄带或软磁性粉末，而使用热处理后的软磁性薄带或粉制作线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯。此时，最后的热处理工序的热处理温度可以为使结合材料固化的程度的温度，还可以进行缓和应力的热处理。需要说明的是，制造线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯的工序中，也基本上能直接使用现有的装置。
然后，说明使用第1实施方案的Fe基合金组合物中软磁性薄带或软磁性粉末的感应器的制造方法。如上所述地制作线束磁芯、层叠磁芯或压粉磁芯，将压粉磁芯配置于线圈附近，完成感应器。需要说明的是，也可以不使用热处理前的软磁性薄带或软磁性粉末，而使用热处理后的软磁性薄带或软磁性粉末来制造感应器。此时，最后的热处理工序的热处理温度可以为使结合材料固化的程度的温度，还可以进行缓和应力的热处理。需要说明的是，制造感应器的工序中，也基本上能直接使用现有的装置。然后，说明使用第1实施方案的软磁性粉末的感应器的制造方法变形例。首先，将热处理前的软磁性粉末与有机硅树脂等及结合剂结合，制作混合物。然后，将混合物与线圈用加压机等一体成型为所希望的形状，制作一体成型体。接着，直接以非晶质状态使用一体成型体时，在300℃～600℃左右不结晶化的范围中实施缓和应力的热处理。另外，以纳米结晶化的状态进行使用时，在400℃～700℃的范围中进行热处理，由此使非晶质相中析出50nm以下的结晶粒，完成感应器。需要说明的是，可以不使用热处理前的软磁性粉末，而使用热处理后的软磁性粉末制造感应器。此时，最后的热处理工序的热处理温度可以为使结合材料固化的程度的温度，还可以进一步进行缓和应力的热处理。需要说明的是，上述变形例中，由于也对与压粉磁芯一体化的线圈实施热处理，所以必须考虑构成线圈的线材（wire）的绝缘体的耐热性。
如上所述，第1实施方案的软磁性粉末是含有P、B、Cu作为必需成分的Fe基合金。因此，能直接用单辊液体骤冷法或喷雾法、模具铸造法等制造非晶质薄带或粉末、隔壁构件，除通过实施热处理来缓和应力之外，还能使非晶质相中析出50nm以下的结晶粒来提高软磁特性。因此，第1实施方案的软磁性薄带、粉末、隔壁构件具有优异的软磁特性优异，饱和磁通密度高、铁耗也低，通过使用该软磁性薄带或软磁性粉末，可以得到具有优异特性的线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯。进而，通过使用该线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯，可以得到具有特性更优异的感应器。
然后，说明第2实施方案的Fe基合金组合物的组成及结构。本发明人进一步研究，结果发现在第1实施方案中，通过进一步限定Fe基合金的组成，可以制作具有更优异的软磁特性、可以用单辊液体骤冷法等容易制作薄带且可以用水喷雾法等直接制作非晶质粉末的程度的高非晶质形成能力。
即，第2实施方案的所述Fe基合金组合物具有下述（1）式所示的组成的成分。
（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g...（1）
其中，M1是Co、Ni中的至少任一种的元素，M2是选自由Nb、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Cr、Mn构成的组中的至少1种元素，M3是选自由铂族元素、稀土类元素、Au、Ag、Zn、Sn、Sb、In、Rb、Sr、Cs、Ba构成的组中的至少1种元素，M4是选自由C、Si、Al、Ga、Ge构成的组中的至少1种元素，a、b、c、d、e、f、g是分别满足0≦a≦0.5、0≦b≦10、5≦c≦25、0＜d≦10、0＜e≦1.5、0≦f≦2、0≦g≦8、70≦100－b－c－d－e－f－g的数值。另外，铂族元素包括Pd、Pt、Rh、Ir、Ru、Os，稀土类元素包括Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Ru。
上述Fe基合金中，作为主成分的Fe是承担磁性的元素，与第1实施方案相同，为了具有磁特性而必须。
M1与Fe相同，是承担磁性的元素，能通过添加M1调整磁致伸缩或在磁场中用热处理等赋予诱导磁各向异性。但是，M1的比例在（1）式中满足a＞0.5的比例时，有可能导致饱和磁通密度降低或软磁特性劣化。因此，M1的比例优选为以（1）式满足a≦0.5的比例，更优选为满足a≦0.3的比例。
M2是对于提高非晶质形成能力有效的元素，使薄带或粉末的制作变容易。另外，纳米结晶合金中，也同时具有抑制结晶粒成长的效果。但是，M2比例超过10原子%时，Fe浓度降低，饱和磁通密度降低，所以优选M2比例为10原子%以下。另外，作为非晶质组织，为了得到高饱和磁通密度而优选5原子%以下，进而，为了通过热处理得到50nm以下的结晶粒，为了抑制结晶粒成长而优选1原子%以上，另外，由于非晶质形成能力或饱和磁通密度降低以及容易析出Fe－M2化合物而导致软磁特性降低，优选为10原子%以下。
另外，M4中，Cr是提高Fe基合金组合物的电阻率或利用组合物表面的钝态层助于改善高频特性的元素，优选为0.1原子%以上。另外，利用水喷雾制作粉末时优选为0.1原子%以上。进而，在要求耐腐蚀性的环境中使用时，优选为1原子%以上，能省略防锈处理等工序。
B是承担形成非晶质的元素，与第1实施方案相同，为了得到高非晶质形成能力而必须。但是，B比例小于5原子%时，得不到充分的非晶质形成能力。另外，B比例超过25原子%时，Fe含量相对减少，导致饱和磁通密度降低，同时因熔点急剧上升、非晶质形成能力降低等，导致难以制作薄带或粉末。因此，优选B比例为5～25原子%的范围。另外，具有过冷却液体区域ΔTx，为了得到优异的非晶质形成能力，优选5～20原子%，进而，为了通过热处理制成纳米结晶组织而得到优异的软磁特性，为了抑制磁特性差的Fe－B化合物析出而优选为5～18%。
P与B相同是承担形成非晶质的元素，为了得到高非晶质形成能力而必需。但是，P比例超过10原子%时，承担磁性的Fe含量相对减少，有可能导致饱和磁通密度降低。因此，P比例优选为10原子%以下。另外，P比例超过8原子%时，通过热处理使其纳米结晶化时，有可能导致Fe－P化合物析出，软磁特性降低，所以优选此时的P比例为8原子%以下，更优选5原子%以下。但是，小于0.2原子%时，非晶质形成能力降低，所以优选为0.2原子%以上。
Cu具有将纳米结晶粒径微细化的作用，另外，通过与P同时添加，具有提高非晶质形成能力的作用，必须为0.025原子%以上。另外，由于Cu比例超过1.5原子%时，非晶质形成能力降低，所以优选为1.5原子%以下。为了通过热处理制成纳米结晶组织而得到优异的软磁特性与非晶质形成能力，优选为1原子%以下，另外，为了处于非晶质状态、具有过冷却液体区域ΔTx并得到优异的非晶质形成能力，优选为0.8原子%以下。
M3具有将通过热处理析出的结晶相的结晶粒径微细化的效果。但是，M3比例超过2原子%时，非晶质形成能力降低，另外，Fe量相对减少，从而饱和磁通密度降低。因此，M3比例优选为2原子%以下。
M4通过与B或P一起添加，具有促进非晶质形成能力提高的同时调整磁致伸缩、提高耐腐蚀性等的作用。但是，如果M4比例超过8原子%，则非晶质形成能力降低，同时因热处理使其纳米结晶化时析出化合物，是导致软磁特性降低的原因之一。另外，Fe量相对减少，饱和磁通密度降低。因此，M4比例优选为8原子%以下。
需要说明的是，由于软磁性粉末的制造方法、压粉磁芯的制造方法、感应器的制造方法与第1实施方案相同，所以省略说明。
如上所述，第2实施方案中，非晶质软磁性薄带和粉末是含有P、B、Cu作为必需成分的Fe基合金。因此，发挥与第1实施方案相同的效果。另外，根据第2实施方案，较第1实施方案进一步限定Fe基合金的组成，添加M1。因此，与第1实施方案相比，可以进一步减小磁致伸缩，且可以在磁场中通过热处理等赋予诱导磁各向异性。另外，根据第2实施方案，较第1实施方案进一步限定Fe基合金组成，添加M2。因此，与第1实施方案相比，可以进一步提高饱和磁通密度。另外，根据第2实施方案，较第1实施方案进一步限定Fe基合金的组成，添加M3。因此，与第1实施方案相比，可以进一步将析出的结晶粒微细化。另外，根据第3实施方案，较第1实施方案进一步限定Fe基合金组成，添加M4。因此，与第1实施方案相比，可以进一步提高非晶质形成能力，进一步减小磁致伸缩，并可以进而提高耐腐蚀性。
以下，基于实施例具体说明本发明。
（实施例1～24、比较例1～6）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Cu、Al的原料，使其达到下述表1所述的本发明实施例1～24及比较例1～6的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内进行真空抽吸，然后在减压Ar气氛中利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作具有各种厚度的宽度约3mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法评价上述薄带的冷却速度为最慢的骤冷时不与铜辊接触的薄带的面，由此对各个薄带测定最大厚度tmax。最大厚度tmax增加是指即使在慢冷却速度下也能得到非晶质结构，具有高非晶质形成能力。需要说明的是，作为轮廓的例子，图1表示本发明所包含的以Fe75.91B11P6Si7Cu0.09的组成调制的厚度为260μm的薄带的X射线衍射轮廓。然后，对于上述薄带，使用DSC在40℃／分钟（0.67℃／秒）的条件下，对热性质进行评价，求出Tx（结晶化开始温度）、Tg（玻璃迁移温度），由Tx与Tg算出ΔTx（过冷却液体区域）。另外，对于完全为非晶质单相的薄带，用振动样品磁强计（VSM：Vibrating-Sample Magnetometer）评价饱和磁通密度（Bs）。本发明的实施例1～24及比较例1～6的组成的非晶质合金组合物的饱和磁通密度Bs、最大厚度tmax、厚度40μm的薄带的X射线衍射结果及其薄带宽度的测定结果分别示于表1。
[表1]
Figure BDA0000388685680000131
如表1所示，实施例1～24的非晶质合金组合物中，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上，与包括Fe、Si、B元素的作为现有的非晶质组合物的比较例1相比，非晶质形成能力高，具有40μm以上的最大厚度tmax。
此处，表1所记载的组成中，实施例1～6、比较例2的情况相当于在（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为B含量的c值从7原子%改变为27原子%的情况。其中，实施例1至6的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的c≦25的范围为本发明的参数c的条件范围。c＝27的比较例2的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。另外，实施例6由于玻璃化温度小于20℃，所以B含量优选为20原子%以下。
此处，表1所述的组成中，实施例1～6、比较例3的情况相当于在（Fe1 －aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为Fe含量的100－b－c－d－e－f－g的值从68.91原子%改变为79.91原子%的情况。其中，实施例1至6的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的70.91≦100－b－c－d－e－f－g的范围为本发明的参数100－b－c－d－e－f－g的条件范围。100－b－c－d－e－f－g=68.91的比较例3的情况中，因Fe含量减少而饱和磁通密度Bs降低，不满足上述条件。
此处，表1所述的组成中，实施例7～10、比较例4的情况相当于在（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为P含量的d值从1原子%改变为12原子%的情况。其中，实施例7至10的情况不满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的d≦10的范围为本发明的参数d的条件范围。d=12的比较例4的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
表1所记载的组成中，实施例11～16、比较例5的情况相当于在（Fe1 －aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为Cu含量的e值从0.025原子%改变为2原子%的情况。其中，实施例11～16的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的e≦1.5的范围是本发明的参数e的条件范围。e=2的比较例5的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
表1所记载的组成中，实施例17～24、比较例6的情况相当于在（Fe1 －aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M4含量的g值从0原子%改变为10原子%的情况。其中，实施例17～24的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的0≦g≦8的范围为本发明的参数g的条件范围。g=10的比较例6的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
（实施例25～47、比较例7～16）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Al、Cu的原料，使其达到下述表2所记载的本发明的实施例25～47及比较例7～16的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作具有各种厚度的宽度为约3mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法评价上述薄带的冷却速度为最慢的骤冷时未与铜辊接触的薄带的面，对各个薄带测定最大厚度tmax。最大厚度tmax增加是指即使较慢的冷却速度，也能得到非晶质结构，具有高非晶质形成能力。另外，对于完全是非晶质单相的薄带，通过VSM评价饱和磁通密度Bs。本发明的实施例25～47及比较例7～16的组成的非晶质合金组合物的饱和磁通密度Bs、最大厚度tmax、厚度30μm的薄带的X射线衍射结果及其薄带宽度的测定结果分别示于表2。
[表2]
Figure BDA0000388685680000151
如表2所示，实施例25～47的非晶质合金组合物是Fe含量为78原子%以上的组成，与包括Fe、Si、B元素的现有非晶质组合物的比较例7相比，饱和磁通密度Bs高，均为1.55T以上，进而，与比较例8、9相比，非晶质形成能力高，具有能容易制作非晶形薄带的30μm以上的最大厚度tmax。
此处，表2所记载的组成中，实施例25～28、比较例10的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为B含量的c值从4原子%改变为12原子%的情况。其中实施例25至28的情况满足Bs≧1.55T、tmax≧30μm的条件，此时的5≦c的范围为本发明的参数c的条件范围。c=4的比较例10的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的薄带，不满足上述条件。
此处，表2所记载的组成中，实施例25～31、比较例11的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为P含量的d值从0原子%改变为5原子%的情况。其中，实施例25至31的情况满足Bs≧1.55T、tmax≧30μm的条件，此时的0.2≦d的范围为本发明的参数d的条件范围。d=0的比较例11的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的薄带，不满足上述条件。
此处，表2所记载的组成中，实施例32～35、比较例12、13的情况相当于在（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为Cu含量的e值从0原子%改变为1原子%的情况。其中，实施例32至35的情况满足Bs≧1.55T、tmax≧30μm的条件，此时的0.025≦e的范围为本发明的参数e的条件范围。e=0、1的比较例12、13的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的薄带，不满足上述条件。如上所述，即使添加微量Cu，也对非晶质形成能力有较大影响，所以特别是在Fe含量为78原子%以上的组成区域中，作为Cu含量的e值优选为0.025原子%以上、0.8原子%以下。
（实施例48～56、比较例17、18）
分别称量Fe、Co、Ni、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Cu的原料，使其达到下述表3所记载的本发明的实施例48～56及比较例17、18的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作具有各种厚度的宽度约3mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法评价上述薄带的冷却速度最慢的骤冷时未与铜辊接触的薄带的面，对各个薄带测定最大厚度tmax。最大厚度tmax增加是指即使是较慢的冷却速度，也能得到非晶质结构，具有高非晶质形成能力。另外，对于完全为非晶质单相的薄带，通过VSM评价饱和磁通密度Bs。本发明的实施例48～56及比较例17、18的组成的非晶质合金组合物的饱和磁通密度Bs、最大厚度tmax、厚度40μm的薄带X射线衍射结果及其薄带宽度的测定结果分别示于表3。
[表3]
Figure BDA0000388685680000171
如表3所示，实施例48～56的非晶质合金组合物中，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上，与包括Fe、Si、B元素的现有非晶质组合物的比较例17相比，非晶质形成能力高，具有40μm以上的最大厚度tmax。
此处，表3所记载的组成中，实施例48～56、比较例18的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M1含量的a值从0改变为0.7的情况。其中，实施例48至56的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的a≦0.5的范围为本发明的参数a的条件范围。a=0.7的比较例18的情况中，饱和磁通密度Bs降低，不满足上述条件。另外，过多添加M1时，Bs降低变显著，且原料昂贵而工业上不优选，非晶质形成能力也开始降低，所以优选作为M1含量的a值为0.3以下。
（实施例57～90、比较例19～22）
分别称量Fe、Co、Ni、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Al、Cu、Nb、Cr、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Mn、Y、La、Nd、Sm、Dy的原料，使其为下述表4所记载的本发明的实施例57～90及比较例19～22的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作具有各种厚度的宽度约3mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法评价上述薄带的冷却速度为最慢的骤冷时未与铜辊接触的薄带的面，对各个薄带测定最大厚度tmax。最大厚度tmax增加是指即使是较慢的冷却速度，也能得到非晶质结构，具有高非晶质形成能力。另外，对于完全为非晶质单相的薄带，用VSM评价饱和磁通密度Bs。本发明的实施例57～90及比较例19～22的组成中的非晶质合金组合物的饱和磁通密度Bs、最大厚度tmax、厚度40μm的薄带的X射线衍射结果及其薄带宽度的测定结果分别示于表4。
[表4]
Figure BDA0000388685680000191
如表4所示，实施例57～90的非晶质合金组合物中，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上，与包括Fe、Si、B元素的现有非晶质组合物的比较例19相比，非晶质形成能力高，具有40μm以上的最大厚度tmax。
此处，表4所记载的组成中，实施例57～84、比较例20、21的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M2含量的b值从0原子%改变为7原子%的情况。其中，实施例55至73的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的b≦5的范围是本发明参数b的条件范围。b=7的比较例20、21的情况中，饱和磁通密度Bs降低，不满足上述条件。
此处，表4所公开的组成中，实施例85～90、比较例22的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M3含量的f值从0原子%改变为3原子%的情况。其中，实施例85至90的情况满足Bs≧1.20T、tmax≧40μm的条件，此时的f≦2的范围为本发明参数f的条件范围。f=3的比较例22的情况中，饱和磁通密度Bs降低，不满足上述条件。
（实施例91～151、比较例23～34）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Al、Cu、Nb、Mo、Cr的原料，使其为下述表5－1及表5－2（以下将2个表总称为“表5”）所记载的本发明的实施例91～151及比较例23～34的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作厚度约30μm、宽度约3mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法评价上述薄带的冷却速度为最慢的骤冷时不与铜辊接触的薄带面。另外，对于完全为非晶质单相的30μm厚度的薄带，通过VSM评价饱和磁通密度Bs及通过直流BH示踪器评价顽磁力Hc。但是，对于非晶质形成能力低、无法制作厚度30μm的薄带的组成，不进行热处理后的评价。本发明的实施例91～151及比较例23～34的组成的非晶质合金组合物的厚度为30μm薄带的X射线衍射结果及热处理后的饱和磁通密度Bs、顽磁力Hc的测定结果分别示于表5。另外，热处理条件对各试样在结晶化温度以上的600℃下于Ar气氛中进行5分钟，使其微结晶。其中，对于P含量为5原子%以上的实施例，在550℃下、Ar气氛中进行5分钟热处理，使微结晶析出。
[表5-1]
Figure BDA0000388685680000211
[表5-2]
Figure BDA0000388685680000221
如表5所示，实施例91～151的非晶质合金组合物在结晶化温度以上的温度下实施热处理，使微细的结晶析出，且饱和磁通密度Bs均为1.30T以上，具有能连续量产薄带的30μm以上的最大厚度tmax，进而，在热处理后的顽磁力Hc为20A／m以下。此处，为了满足tmax≧30μm的条件，厚度30μm的薄带的X射线衍射结果为非晶质相即可。
此处，表5所记载的组成中，实施例91～104、比较例23、24的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 x中将作为B含量的c值从4原子%改变为20原子%的情况。其中，实施例91至104的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时的5≦c≦18的范围是本发明的参数c的条件范围。c=4的比较例23的情况中，非晶质形成能力降低，且c=20的比较例24的情况中，顽磁力Hc变差，不满足上述条件。
此处，表5所记载的组成中，实施例105～111、比较例25、26的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为P含量的d值从0原子%改变为10原子%的情况。其中，实施例105至111的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时的0.2≦d≦8的范围为本发明的参数d的条件范围。d=0、10的比较例25、26的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
此处，表5所记载的组成中，实施例112～119、比较例27、28的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为Cu含量的e值从0原子%改变为1.5原子%的情况。其中，实施例112至119的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时的0.025≦e≦1的范围为本发明的参数e的条件范围。e=0、1.5的比较例27、28的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
此处，表5所记载的组成中，实施例120～128、比较例29的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M4的含量的g值从0原子%改变为10原子%的情况。其中，实施例120～128的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时参数g的条件范围优选g≦8。g=10的比较例29中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
此处，表5所记载的组成中，实施例129～145、比较例30、31的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M2含量的b值从0原子%改变为12原子%的情况。其中实施例129至145的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时参数b的条件范围优选1≦b≦10。b=0的比较例30的情况中，顽磁力Hc变差，且b=12的比较例31的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
此处，表5所记载的组成中，实施例146～151、比较例32的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M3的含量的f值从0原子%改变为3原子%的情况。其中实施例146至151的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时参数f的条件范围优选0≦f≦2。f=3的比较例32的情况中，非晶质形成能力降低，不满足上述条件。
（实施例152～158、比较例35～37）
分别称量Fe、Co、Ni、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Al、Cu、Nb、Mo、Cr的原料，使其达到下述表6所记载的本发明实施例152～158及比较例35～37的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作厚度约30μm、宽度约3mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法评价上述薄带的冷却速度为最慢的骤冷时未与铜辊接触的薄带的面。另外，对于完全为非晶质单相的30μm厚度的薄带，用VSM评价饱和磁通密度Bs，以及用直流BH示踪器评价顽磁力Hc。但是，对于非晶质形成能力低、无法制作厚度为30μm的薄带的组成，不进行热处理后的评价。本发明的实施例152～158及比较例35～37组成的非晶质合金组合物的厚度30μm薄带的X射线衍射结果及热处理后的饱和磁通密度Bs、顽磁力Hc的测定结果分别示于表6。另外，热处理条件为将各试样在结晶化温度以上的600℃下、于Ar气氛中进行5分钟，使微结晶析出。
[表6]
Figure BDA0000388685680000241
如表6所示，实施例152～158的非晶质合金组合物通过在结晶化温度以上的温度下实施热处理，使微细的结晶析出，并且饱和磁通密度Bs均为1.30T以上，具有能连续地量产薄带的30μm以上的最大厚度tmax，进而在热处理后顽磁力Hc为20A／m以下。此处，为了满足tmax≧30μm的条件，厚度30μm薄带的X射线衍射结果为非晶质相即可。
此处，表6所记载的组成中，实施例152～158、比较例35的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M1含量的a值从0改变为0.7的情况。其中，实施例152至158的情况满足Bs≧1.30T、tmax≧30μm的条件，此时的0≦a≦0.5的范围是本发明参数a的条件范围。a=0.7的比较例35的情况中，饱和磁通密度Bs降低，不满足上述条件。另外，过剩添加M1时，Bs降低变显著，且原料昂贵而工业上不优选，非晶质形成能力也开始降低，所以优选作为M1含量的a值为0.3以下。
（实施例159～193、比较例38～48）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Ai、Fe80C20、Al、Cu、Nb、Cr、Mo、Ta、W、Al的原料，使其为下述表7所述的本发明实施例159～193及比较例38～48的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用水喷雾法处理，制作平均粒径为10μm的软磁性粉末。将该粉末用X射线衍射法进行测定，进行相判定。另外，对于完全为非晶质单相的粉末，用VSM评价饱和磁通密度Bs。其中，对于晶质形成能力低、析出结晶的软磁性粉末不进行评价。然后，使软磁性粉末与有机硅树脂的固态成分的比率以重量比计为100／5的方式混合热处理前的粉末与有机硅树脂的溶液，进行造粒，用成型压力1000MPa加压成型造粒粉末，制作外形18mm、内径12mm、厚度3mm的曲面形状的成型体（压粉磁芯）。然后，对于各个成型体，实施用于使作为粘接剂的有机硅树脂固化的热处理，制作评价用的压粉磁芯。另外，作为现有材料，对于用水喷雾制作的Fe及Fe88Si3Cr9组成的粉末，也在同样的条件下进行成形、热处理，制作评价用的压粉磁芯。然后，使用交流BH测定仪，在100kHz－100mT的励磁条件下，进行上述压粉磁芯的铁耗测定。此时，对于各个试样，在400℃下进行60分钟的热处理。另外，对于Fe粉末，在500℃下、对于Fe88Si3Cr9粉末在700℃下进行60分钟的热处理。本发明的实施例159～193及比较例38～48组成的非晶质合金组合物的粉末X射线衍射结果及热处理后的饱和磁通密度Bs与铁耗Pcv的测定结果分别示于表7。
[7表]
Figure BDA0000388685680000262
如表7所示，实施例159～193的非晶质合金组合物能用水喷雾法制作平均粒径为10μm的非晶质单相的粉末，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上，进而在热处理后铁耗Pcv小于4900mW／cc。
此处，表7所记载的组成中，实施例159～166、比较例39、40的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为B含量的c值从3原子%改变为22原子%的情况。其中实施例159至166的情况中，可以得到非晶质单相的粉末，满足Bs≧1.20T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的5≦c≦20的范围是本发明参数c的条件范围。c=3、22的比较例39、40的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的软磁性粉末，不满足上述条件。
此处，表7所记载的组成中，实施例167～171、比较例41、42的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为P含量的d值从0原子%改变为12原子%的情况。其中实施例167至171的情况可以得到非晶质单相的粉末，满足Bs≧1.20T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的0.2≦d≦10的范围为本发明参数d的条件范围。d=0、12的比较例41、42的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的软磁性粉末，不满足上述条件。
此处，表7所记载的组成中，实施例172～177、比较例43、44的情况相当于(Fe1－aM1 a)100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为Cu含量的e值从0原子%改变为1.5原子%的情况。其中实施例172至177的情况可以得到非晶质单相的粉末，满足Bs≧1.20T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的e≦1的范围是本发明参数e的条件范围。e=0、1.5的比较例43、44的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的软磁性粉末，不满足上述条件。
此处，表7所记载的组成中，实施例178～185、比较例45的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M4含量的g值从0原子%改变为10原子%的情况。其中实施例178至185的情况可以得到非晶质单相的粉末，满足Bs≧1.20T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的g≦8的范围为本发明的参数g的条件范围。g=10的比较例45的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的软磁性粉末，不满足上述条件。
此处，表7所记载的组成中，实施例159、186～193、比较例46的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M2含量的b值从0原子%改变为6原子%的情况。其中实施例159及186至193的情况可以得到非晶质单相的粉末，满足Bs≧1.20T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的0≦b≦5的范围为本发明参数b的条件范围。b=6的比较例46的情况中，饱和磁通密度降低，不满足上述条件。
（实施例194～242、比较例49～62）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、C、Al、Cu、Nb、Mo、Cr、Ta、r、Hf、Y、Pd的原料，使其为下述表8－1及表8－2（以下将2个表总称为“表8”）所述的本发明实施例194～242及比较例49～62的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用水喷雾法处理，制作平均粒径10μm的软磁性粉末。将该粉末用X射线衍射法进行测定，进行相判定。需要说明的是，作为轮廓例，图1表示本发明所包含的由Fe79.91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0.09的组成调制的软磁性粉末的热处理前的X射线衍射的轮廓。如图1所示，为仅由宽峰形成的状态，判定为“非晶质相”。另外，对于完全为非晶质单相的粉末，用VSM评价饱和磁通密度Bs。但是，不对非晶质形成能力低、结晶析出的软磁性粉末进行评价。然后，使软磁性粉末与有机硅树脂的固态成分的比率以重量比计为100／5的方式混合热处理前的粉末与有机硅树脂的溶液进行造粒，将造粒粉末用成型压力1000MPa加压成型，制作外形18mm、内径12mm、厚度3mm的曲面形状的成型体（压粉磁芯）。然后，对于各个成型体，实施用于使作为粘接剂的有机硅树脂固化的热处理，制作评价用的压粉磁芯。制作压粉磁芯。另外，作为现有材料，对于用水喷雾制作的Fe及Fe88Si3Cr9组成的粉末在同样的条件下进行成形、热处理，制作评价用的压粉磁芯。然后，使用交流BH测定仪，在100kHz－100mT的励磁条件下，进行上述压粉磁芯的铁耗测定。此时，对于各个试样，在600℃下进行10分钟的热处理，析出微结晶。另外，对于Fe粉末在500℃下、对于Fe88Si3Cr9粉末在700℃下进行60分钟的热处理，使微结晶析出。本发明实施例194～242、及比较例49～62组成的非晶质合金组合物的粉末X射线衍射结果及热处理后的饱和磁通密度Bs及铁耗Pcv的测定结果分别示于表8。
[表8-1]
Figure BDA0000388685680000291
[表8-2]
Figure BDA0000388685680000301
如表8所示，实施例194～242的非晶质合金组合物能用水喷雾法制作平均粒径为10μm的非晶质单相粉末，饱和磁通密度Bs均为1.30T以上，铁耗Pcv小于4900mW／cc。
此处，表8所记载的组成中，实施例194～200、比较例49、50的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为B含量的c值从4原子%改变为20原子%的情况。其中实施例194至200的情况可以得到非晶质单相的粉末，热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的c≦18的范围是本发明参数c的条件范围。c=4、20的比较例49、50的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的粉末，不满足上述条件。
此处，表8所记载的组成中，实施例201～207、比较例51、52的情况相当于(Fe1－aM1 a)100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为P含量的d值从0原子%改变为10原子%的情况。其中实施例201至207的情况可以得到非晶质单相的粉末，热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的0.2≦d≦8的范围为本发明参数d的条件范围。d=0的比较例51的情况中，非晶质形成能力降低，可以得到非晶质单相的粉末，另外，d=10的比较例52的情况下，P含量过多，所以铁耗Pcv变差，不满足上述条件。另外，为了进一步减小铁耗Pcv，优选P含量为5原子%以下。
此处，表8所记载的组成中，实施例208～214、比较例53、54的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为Cu含量的e值从0原子%改变为1.5原子%的情况。其中，实施例208至214的情况可以得到非晶质单相的粉末，热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的0.025≦e≦1.0的范围为本发明参数e的条件范围。e=0、1.5的比较例53、54的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的粉末，不满足上述条件。
此处，表8所记载的组成中，实施例215～228、比较例55的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M4含量的g值从0原子%改变为10原子%的情况。其中，实施例215至228的情况可以得到非晶质单相的粉末，热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的0≦g≦8的范围为本发明参数g的条件范围。g=10的比较例55的情况下，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的粉末，不满足上述条件。
此处，表8所记载的组成中，实施例229～239、比较例56、57的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M2含量的b值从0原子%改变为12原子%的情况。其中，实施例229至239的情况可以得到非晶质单相的粉末，热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的1≦b≦10的范围为本发明参数b的条件范围。b=0的比较例56的情况中，铁耗Pcv也变差，b=12的比较例57的情况中，由于Nb含量过多，所以饱和磁通密度Bs降低，另外铁耗Pcv也变差，所以不满足上述条件。
此处，表8所记载的组成中，实施例240～242、比较例58的情况相当于（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g中将作为M3含量的f值从0原子%改变为3原子%的情况。其中，实施例240至242的情况无法得到非晶质单相的粉末，热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，此时的0≦f≦2的范围是本发明参数f的条件范围。f=3的比较例58的情况中，非晶质形成能力降低，无法得到非晶质单相的粉末，不满足上述条件。
（实施例243～251、比较例63）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Al、Cu、Nb、Cr的原料，使其为下述表9所述的本发明的实施例243～251及比较例63的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作厚度约30μm、宽度约5mm、长度约5m的连续薄带。用X射线衍射法进行测定该薄带表面，确认为非晶质单相，进而用VSM评价饱和磁通密度Bs。另外，将连续薄带切断为长度约3cm，在60℃－95%RH的条件下进行恒温高湿试验，24小时后及100小时后评价有无薄带表面变色。进而，将母合金用水喷雾法进行处理，制作平均粒径10μm的软磁性粉末。观察水喷雾的该粉末表面状态，并且用X射线衍射法进行测定，确认为非晶质单相。本发明的实施例243～251及比较例63的组成的薄带的饱和磁通密度Bs与恒温高湿试验后的表面状态以及喷雾成的粉末的表面状态的观察结果分别示于表9。
[表9]
Figure BDA0000388685680000321
如表9所示，实施例243～251的非晶质合金组合物能用单辊液体骤冷法制作厚度30μm的非晶质单相的连续薄带及用水喷雾法制作平均粒径10μm的非晶质单相的粉末，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上。另外，比较例63因添加过量Cr，饱和磁通密度Bs小于1.20T。对于实施例243～251及比较例63评价耐腐蚀性时，恒温高湿试验后的薄带及喷雾后粉末变色的不含有Cr的实施例243虽然在磁特性上没有变化，但外观上不理想。Cr优选为0.1原子%以上，更优选为1原子%以上。另外，比较例63中，M2含量超过5原子%，饱和磁通密度Bs小于1.20T，不满足上述条件。
（实施例252～258、比较例64）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Cu、Nb、Cr的原料，使其为下述表10所述的本发明实施例252～258及比较例64的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作厚度约30μm、宽度约5mm、长度约5m的连续薄带。进而，在600℃下于Ar气氛中进行5分钟热处理，使纳米结晶析出。将该薄带用VSM评价饱和磁通密度Bs，并且在60℃－95%RH的条件下进行恒温高湿试验，评价24小时后及100小时后薄带表面有无变色。进而，将母合金用水喷雾法处理，制作平均粒径10μm的软磁性粉末。观察水喷雾成的该粉末的表面状态，并且用X射线衍射法进行测定，确认为非晶质单相。本发明的实施例252～258及比较例64组成的薄带的饱和磁通密度Bs与恒温高湿试验后的表面状态以及喷雾成的粉末的表面状态的观察结果分别示于表10。
[表10]
如表10所示，实施例252～258的非晶质合金组合物能用单辊液体骤冷法制作厚度30μm的非晶质单相的连续薄带及能用水喷雾法制作平均粒径10μm的非晶质单相的粉末，饱和磁通密度Bs均为1.30T以上。另外，比较例64中因添加过量Cr，饱和磁通密度Bs小于1.30T。对于实施例252～258及比较例64评价耐腐蚀性时，不含有Cr的实施例252虽然磁特性没有变化，但外观上不理想。Cr优选为0.1原子%以上，更优选为1原子%以上。另外，比较例64中，M2含量超过12原子%，饱和磁通密度Bs小于1.30T，不满足上述条件。
（实施例259～266）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Cu、Nb、Cr的原料，使其为下述表11所记载的本发明的实施例259～266的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用单辊液体骤冷法处理，制作厚度25μm、宽度约5mm、长度约10m的连续薄带。使用电阻计对该薄带评价电阻率。进而将薄带制成内径15mm、外径25mm、高度5mm的线束磁芯。使用阻抗测定仪评价10kHz与100kHz的初透磁率。另外，热处理条件如下：对于实施例259～262的各试样，在400℃下于Ar气氛中进行60分钟，缓和内部应力，对于实施例263～266的各试样，在600℃下于Ar气氛中进行5分钟，使纳米结晶析出。本发明实施例259～266的组成的软磁性合金组合物的电阻率及10kHz与100kHz的初透磁率及10kHz至100kHz的高频化的初透磁率减少率的评价结果分别示于表11。
[表11]
对于表11所示的实施例259～266评价电阻率与初透磁率时，不含有Cr的实施例259、263与含有Cr的组成相比，电阻率低，并且对于其初透磁率而言，在高频数区域中减少率大至50%以上，所以优选Cr为0.1原子%以上。
（实施例267～277、比较例65～76）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Cu、Nb、Cr的原料，使其为Fe73.91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0.09、Fe79.91B12P3Nb5Cu0.09及Fe79.91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0.09，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用水喷雾法处理，制作平均粒径10μm的软磁性粉末。将该粉末用X射线衍射法进行测定，确认为非晶质单相。然后，使软磁性粉末与有机硅树脂的固态成分的比率以重量比计为100／5，混合热处理前的粉末与有机硅树脂的溶液进行造粒，将造粒粉末用成型压力1000MPa进行加压成型，制作外形18mm、内径12mm、厚度3mm的曲面形状的成型体（压粉磁芯）。然后，对于各个成型体，实施用于使作为粘接剂的有机硅树脂固化的热处理，制作评价用的压粉磁芯。进而，对于粉末及制作的压粉磁芯，在200、300、400、500、600、700、800℃下对于Fe73.91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0.09组成实施60分钟处理，对于Fe79.91B12P3Nb5Cu0.09及Fe79.91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0.09组成分别实施10分钟热处理，制成评价用试样。另外，作为现有材料，对于用水喷雾制作的Fe及Fe88Si3Cr9组成的粉末，在相同的条件下进行成形，对于Fe粉末，在500℃下进行60分钟的热处理，对于Fe88Si3Cr9粉末在700℃下进行60分钟的热处理。然后，对实施了热处理的粉末，用X射线衍射法进行测定，使用Scherrer公式由所得的X射线衍射峰的半峰宽求出析出的纳米结晶的结晶粒径，用VSM评价饱和磁通密度Bs。另外，压粉磁芯的试样使用BH测定仪，在100kHz－100mT的励磁条件下进行铁耗测定。本发明实施例267～277及比较例65～76的组成的非晶质合金组合物对于热处理条件的粉末饱和磁通密度Bs、平均结晶粒径及压粉磁芯的铁耗Pcv的测定结果分别示于表12。
[表12]
Figure BDA0000388685680000361
如表12所示，实施例267～270的非晶质合金组合物中，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上，并且实施例271～277的纳米结晶组合物因实施适当的热处理，饱和磁通密度Bs均为1.30T以上，并且铁耗Pcv均小于4900mW／cc。
此处，表12的Fe73.91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0.09组成的热处理条件中，实施例267～270、比较例65至67的情况相当于200℃至800℃的热处理温度。其中实施例267至270的情况中，在热处理后满足Bs≧1.20T、Pcv＜4900mW／cc的条件，对于用作非晶质相的合金组合物而言，600℃以下的范围作为本发明的热处理条件而优选。热处理温度为200℃的比较例65的情况中，由于热处理温度较低，成形时施加的内部应力无法缓和，铁耗Pcv变差，并且热处理条件为700～800℃的比较例66、67的情况中，在结晶化温度以上的热处理条件下，本组成中析出的结晶粗大化，所以铁耗Pcv变差，不满足上述条件。
此处，表12所记载的Fe79.91B12P3Nb5Cu0.09、Fe79.91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0.09组成的热处理条件中，实施例271～277、比较例68～74的情况相当于200℃至800℃的热处理温度。其中，实施例271至277的情况在热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，对于由非晶质相经过热处理析出纳米结晶的合金组合物而言，400℃至700℃的范围是本发明的热处理条件而优选。热处理温度较低的比较例68～70、72、73的情况中，由于不析出纳米结晶，所以饱和磁通密度Bs低，并且热处理条件为800℃的比较例71、74的情况中，热处理温度因高温而结晶粗大化，所以铁耗Pcv变差，不满足上述条件。
此处，表12所记载的实施例267～277、比较例65～74的情况相当于直至220nm的平均结晶粒径。其中实施例267至277的情况在热处理后满足Bs≧1.30T、Pcv＜4900mW／cc的条件，对于由非晶质相通过热处理作为析出纳米结晶的合金组合物而言，50nm的范围为本发明的平均结晶粒径的范围。平均结晶粒径超过50nm的比较例66、67、71、74的情况中，铁耗Pcv变差，不满足上述条件。
（实施例278～287、比较例77～80）
分别称量Fe、Si、B、Fe75P25、Cu、Nb、Cr的原料，使其为Fe73.91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0.09及Fe79.9Si2B10P2Nb5Cr1Cu0.09，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用水喷雾法处理，进一步进行分级，制作平均粒径为1～200μm的软磁性粉末。将该粉末用X射线衍射法进行测定，确认为非晶质单相。然后，以软磁性粉末与有机硅树脂的固态成分的比率以重量比计为100／5的方式混合热处理前的粉末与有机硅树脂的溶液进行造粒，将造粒粉末以成型压力1000MPa进行加压成型，制作外形18mm、内径12mm、厚度3mm的曲面形状的成型体（压粉磁芯）。然后，对于各个成型体，实施用于使作为粘接剂的有机硅树脂固化的热处理，制作评价用的压粉磁芯。进而，对于制作的压粉磁芯，Fe73.91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0.09的组成在400℃下实施60分钟热处理，Fe79.9Si2B10P2Nb5Cr1Cu0.0的组成在600℃下实施10分钟热处理，制成评价用试样。另外，作为现有材料，对于用水喷雾制作的Fe及Fe88Si3Cr9组成的粉末，在相同的条件下进行成形，对于Fe粉末，在500℃下进行60分钟热处理，对于Fe88Si3Cr9粉末，在700℃下进行60分钟热处理。另外，压粉磁芯的试样使用BH测定仪，在100kHz－100mT的励磁条件下进行铁耗测定。本发明的实施例278～287及比较例77～80的组成的非晶质合金组合物的粉末粒径及压粉磁芯的铁耗Pcv的测定结果分别示于表13。
[表13]
Figure BDA0000388685680000381
如表13所示，实施例278～287的非晶质合金组合物因使用适当的软磁性粉末的粉末粒径，铁耗Pcv均小于4900mW／cc。
此处，表13所记载的组成中，实施例278～287、比较例77、78的情况相当于1μm至225μm的粉末粒径。其中，实施例278至287的情况满足Pcv＜4900mW／cc的条件，150μm以下的范围为本发明粉末粒径的范围。粉末的平均粒径为220、225μm的比较例77、78的情况中，铁耗Pcv变差，不满足上述条件。
（实施例288）
然后，说明制作将线圈配置于压粉磁芯得到的感应器，进行评价的结果，所述压粉磁芯是将本发明的软磁性粉末成形而得到的。需要说明的是，制得的感应器是压粉磁芯内部包埋有线圈的一体成形型的感应器。图2是表示本实施例的感应器的图，图2（a）是透视线圈的侧视图，图2（b）是相同透视线圈的侧面图。需要说明的是，图2中，1是压粉磁芯，用虚线表示轮廓，2是线圈，3是表面安装用的端子。首先，作为本发明材料，准备以达到实施例2所示的Fe79.9Si2B10P2Nb5Cr1Cu0.09的组成的方式称量的试样。然后，将该试样在氧化铝坩埚内进行真空抽吸后，在减压Ar气氛中用高频加热熔解，制作母合金。然后，使用制作的母合金，通过水喷雾法制作平均粒径10μm的粉末。接着，对于上述粉末，在600℃下实施15分钟的热处理，制作原料粉末。在该原料粉末中添加作为粘接剂的有机硅树脂溶液，边混合混炼均匀边进行造粒，通过干燥除去溶剂，得到造粒原料粉末。需要说明的是，软磁性粉末与有机硅树脂的固态成分的比率以重量比计为100／5。然后，作为线圈，准备图2所示的线圈2。线圈2是将截面形状为2.0×0.6mm、表面具有厚度为20μm的包括聚酰胺酰亚胺的绝缘层的扁平导体向边缘地卷绕而成的，所以卷数为3.5圈。在预先将该线圈2配置于模具内的状态下，在模具的腔室内填充所述原料粉末，在800MPa的压力下进行成形。然后，将成形体从模具中拔出，进行粘接剂的固化处理，对延伸到线圈端末成形体外部的部分实施成型（forming）加工，制成表面安装用端子3后，在400℃下实施15分钟热处理。对如上所述地操作得到的感应器测定直流重叠特性与安装效率。图3表示本实施例的感应器的直流重叠特性，图4表示本实施例的感应器的安装效率。此处，实线表示实施例，虚线表示比较例。需要说明的是，图3的比较例是除使用将Fe基非晶质粉末与Fe粉末以重量比为6／4的比率混合的粉末作为软磁性粉末之外，与本实施例相同制作的感应器。另外，图5所示的感应器的安装效率中，调整成形压力使实施例、比较例的感应器均为L=0.6μH。由图3、图4明确，实施例的感应器显示优于比较例的特性。
（实施例289～291、比较例81～83）
分别称量Fe、B、Fe75P25、Si、Fe80C20、Cu、Nb、Cr、Ga、Al的原料，使其达到下述表14所记载的本发明实施例289～291及比较例81～83的合金组成，放入氧化铝坩埚中，配置于高频感应加热装置的真空腔室内，进行真空抽吸，然后，在减压Ar气氛中，利用高频感应加热熔解，制作母合金。将该母合金用铜铸模铸造法分别注入具有直径1mm的圆柱状及厚度0.3mm、宽度5mm的板形状的孔的铜铸模中，制作各种直径、长度约15mm的棒状试样。用X射线衍射法评价上述棒状试样的截面，确认是非晶质单相还是结晶相。进而，用DSC由玻璃化温度Tg、结晶化温度Tx的测定计算过冷却液体区域ΔTx，另一方面，用VSM测定饱和磁通密度Bs。本发明的实施例289～291及比较例81～83组成中的非晶质合金组合物的饱和磁通密度Bs、过冷却液体区域ΔTx及直径1mm的棒材与厚度0.3mm的板材的X射线衍射的测定结果分别示于表14。
[表14]
Figure BDA0000388685680000401
如表14所示，实施例289～291的非晶质合金组合物能用铜铸模铸造法制作厚度为0.3mm以上的板状或直径1mm以上的棒状的非晶质单相构件，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上。比较例81中，非晶质形成能力低，另外比较例82、83中，饱和磁通密度Bs小于1.20T，不满足上述条件。
如表14所示，实施例289～291、比较例81～83的情况相当于将过冷却液体区域ΔTx从0℃改变为55℃的情况。其中实施例289至291的情况能用铜铸模铸造法制作厚度0.3mm以上的板状或直径1mm以上的棒状的非晶质单相的构件，饱和磁通密度Bs均为1.20T以上，此时过冷却液体区域优选为20℃以上。另外，用铜铸模铸造法能制作厚度0.3mm以上的板状或直径1mm以上的棒状的非晶质单相构件，具有过冷却液体区域的合金组成能容易地制作粉末或薄带。
由以上的结果可知，第1实施方案及第2实施方案的软磁性合金通过限定组成，非晶质形成能力优异，能得到粉末及薄带、隔壁材的各种构件，另外，通过实施适当的热处理，能得到优异的软磁特性，同时通过进一步限定组成，使非晶质相中析出50nm以下的微细的结晶粒，可以得到高饱和磁通密度。另外，通过使用第1实施方案及第2实施方案的软磁性薄带、粉末，可以得到高透磁率、低铁耗的线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯等。进而，通过使用所得的线束磁芯、层叠磁芯、压粉磁芯等制作的感应器显示比使用现有材料制作的感应器优异的特性。因此，通过将本发明的软磁性合金用作作为重要电子部件的感应器的原料，能大大助于提高感应器特性、小型轻质化。可以说特别是安装效率提高对于节能的作用较大，所以从环境问题上来看也是有用的。以上，参照附图说明了本发明的实施方案及实施例，但本发明的技术范围并不限定于上述实施方案及实施例。明显本领域技术人员可以在权利要求书所记载的技术构思的范畴内想到各种变形例或改正例，应当理解为这些变形例和修改例也属于本发明的技术范围。

Claims (23)

1.一种软磁性合金，
其是将熔融状态的下述Fe基合金组合物骤冷凝固而成的，所述Fe基合金组合物含有70原子%以上的Fe，5～25原子%的B，1.5原子%以下且不包括0的Cu，以及大于5原子%但在10原子%以下的P。
2.如权利要求1所述的软磁性合金，
其具有非晶质相。
3.如权利要求1所述的软磁性合金，
其具有混相组织，所述混相组织具有非晶质相和分散于所述非晶质相中的平均粒径为50nm以下的α－Fe的结晶相。
4.如权利要求1～3中任一项所述的软磁性合金，其中，
所述Fe基合金组合物具有下述所示组成的成分，
（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g
此处，M1是Co、Ni中的至少任一种的元素，M2是从由Nb、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Cr、Mn构成的组中选择的至少1种元素，M3是从由铂族元素、稀土类元素、Au、Ag、Zn、Sn、Sb、In、Rb、Sr、Cs、Ba构成的组中选择的至少1种元素，M4是从由C、Si、Al、Ga、Ge构成的组中选择的至少1种元素，a、b、c、d、e、f、g是分别满足0≦a≦0.5、0≦b≦10、5≦c≦25、5＜d≦10、0＜e≦1.5、0≦f≦2、0≦g≦8、70≦100－b－c－d－e－f－g的数值，铂族元素包括Pd、Pt、Rh、Ir、Ru、Os，稀土类元素包括Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Ru。
5.如权利要求2所述的软磁性合金，
其具有下述所示组成的成分，
（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g
M1是Co、Ni中的至少任一种元素，M2是从由Nb、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Cr、Mn构成的组中选择的至少1种元素，M3是从由铂族元素、稀土类元素、Au、Ag、Zn、Sn、Sb、In、Rb、Sr、Cs、Ba构成的组中选择的至少1种元素，M4是从由C、Si、Al、Ga、Ge构成的组中选择的至少1种元素，a、b、c、d、e、f、g是分别满足0≦a≦0.5、0≦b≦5、5≦c≦25、5＜d≦10、0＜e≦1.5、0≦f≦2、1≦g≦8、70≦100－b－c－d－e－f－g的数值。
6.如权利要求3所述的软磁性合金，其具有下述所示组成的成分，
（Fe1－aM1 a）100－b－c－d－e－f－gM2 bBcPdCueM3 fM4 g
此处，M1是Co、Ni中的至少任一种元素，M2是从由Nb、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Cr、Mn构成的组中选择的至少1种元素，M3是从由铂族元素、稀土类元素、Au、Ag、Zn、Sn、Sb、In、Rb、Sr、Cs、Ba构成的组中选择的至少1种元素，M4是从由C、Si、Al、Ga、Ge构成的组中选择的至少1种元素，a、b、c、d、e、f、g是分别满足0≦a≦0.5、1≦b≦10、5≦c≦18、5＜d≦8、0.025≦e≦1、0≦f≦2、0≦g≦8、70≦100－b－c－d－e－f－g的数值。
7.如权利要求4～6中任一项所述的软磁性合金，其中，
M2元素中含有0.1原子%以上的Cr元素。
8.如权利要求7所述的软磁性合金，其中，
M2元素中含有1.0原子%以上的Cr元素。
9.如权利要求1～8中任一项所述的软磁性合金，
其具有由ΔTx＝Tx－Tg表示的过冷却液体区域，其中，ΔTx表示过冷却液体区域，Tx表示结晶化开始温度，Tg表示玻璃化温度。
10.如权利要求9所述的软磁性合金，其中，
所述ΔTx为20℃以上，ΔTx表示过冷却液体区域。
11.一种软磁性薄带，
其包括权利要求1～10中任一项所述的软磁性合金，并且所述软磁性薄带的厚度为10μm以上、300μm以下。
12.一种线束磁芯或层叠磁芯，
其包括权利要求11所述的软磁性薄带。
13.一种软磁性构件，
其包括权利要求1～10中任一项所述的软磁性合金，且具有厚度0.3mm以上的板状或外径1mm以上的棒状形状。
14.一种软磁性构件，
其包括权利要求1～10中任一项所述的软磁性合金，且部分地具有厚度为1mm以上的板状或棒状的部位。
15.一种软磁性粉末，
其包括权利要求1～10中任一项所述的软磁性合金，且所述软磁性粉末的平均粒径为1μm以上、150μm以下。
16.一种软磁性粉末，
其包括权利要求1～10中任一项所述的软磁性合金，是利用水喷雾法而制作的。
17.一种压粉磁芯，
其是将下述混合物成型而成的，所述混合物主要包括权利要求15或16所述的软磁性粉末和将所述软磁性粉末绝缘、结合的结合剂。
18.一种感应器，
其是将权利要求12或17所述的线束磁芯或层叠磁芯或压粉磁芯配置于线圈附近而成的。
19.软磁性薄带或软磁性粉末的制造方法，包括：
使熔融状态的下述Fe基合金组合物骤冷凝固而形成薄带或粉末的工序（a），所述Fe基合金组合物是权利要求1～10中任一项所述的Fe基合金组合物；以及
将所述粉末在400℃以上、700℃以下的温度下进行热处理的工序（b）。
20.线束磁芯或层叠磁芯或压粉磁芯的制造方法，
包括将权利要求12或17所述的线束磁芯或层叠磁芯或压粉磁芯在400℃以上、700℃以下的温度下进行热处理的工序。
21.感应器的制造方法，包括：
将下述混合物成型得到压粉体的工序（c），所述混合物主要包括权利要求15或16所述的软磁性粉末和将所述软磁性粉末绝缘、结合的结合剂；
将所述压粉体配置于线圈附近的工序（d）；以及
将所述压粉体在400℃以上、700℃以下的温度下进行热处理的工序（e）。
22.感应器的制造方法，包括：
将下述混合物与线圈成型为一体，得到一体成型体的工序（f），所述混合物主要包括权利要求15或16所述的软磁性粉末和将所述软磁性粉末绝缘、结合的结合剂；以及
将所述一体成型体在400℃以上、700℃以下的温度下进行热处理的工序（g）。
23.线束磁芯或层叠磁芯、压粉磁芯或感应器的制造方法，
所述方法是使用权利要求2、4或5所述的软磁性合金的线束磁芯或层叠磁芯、压粉磁芯或感应器的制造方法，包括在300℃以上、600℃以下的温度下进行热处理的工序。
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