CN108022709B - 软磁性合金及磁性部件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种软磁性合金等，其满足高的饱和磁通密度、低的矫顽力及高的导磁率μ′的全部，且具有优异的软磁特性和高的耐蚀性。本发明的软磁性合金由组成式((Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+d+e))}M_aB_bCr_dCu_e)_1－fC_f构成，其中，X1为选自Co及Ni中的1种以上，X2为选自W、Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土类元素中的1种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo及V中的1中以上，0.030≦a≦0.14、0.028≦b≦0.15、0.005≦d≦0.020、0＜e≦0.030、0≦f≦0.040、α≧0、β≧0及0≦α+β≦0.50。

Description

软磁性合金及磁性部件

技术领域

本发明涉及软磁性合金及磁性部件。

背景技术

近年来，在电子设备、信息设备、通信设备等中要求低耗电量及高效率。进一步，为了实现低碳化社会，对于上述的要求更为强烈。因此，在电子设备、信息设备、通信设备等的电源电路中，也要求降低能量损失或提高电源效率。而且，对用于电源电路的磁元件的磁芯，要求提高饱和磁通密度并降低磁芯损耗(磁芯损失)。如果降低磁芯损耗，则电能的损耗就减小，能够实现高效和节能。

专利文献1中记载有Fe－B－M(M＝Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W)系的软磁性非晶质合金。该软磁性非晶质合金与市售的非晶态Fe相比，具有高的饱和磁通密度，具有良好的软磁特性。

专利文献1：日本发明专利第3342767号

此外，作为降低上述磁芯的磁芯损耗的方法，考虑降低构成磁芯的磁性体的矫顽力。

但是，专利文献1的合金组合物中不含有能够改善耐蚀性的元素，所以在大气中的制造极其困难。进一步，对于专利文献1的合金组合物而言，即使想要在氮气气氛或氩气气氛中通过水雾化法或气体雾化法进行制造，也存在因气氛中的少量的氧气而发生氧化的问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种软磁性合金等，其满足高的饱和磁通密度、低的矫顽力及高的导磁率μ′的全部，并且具有优异的软磁特性和高的耐蚀性。

为了实现上述目的，本发明提供一种软磁性合金，其特征在于，

由组成式((Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+d+e))}M_aB_bCr_dCu_e)_1－fC_f构成，其中，

X1为选自Co及Ni中的1种以上，

X2为选自W、Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土类元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo及V中的1种以上，

0.030≦a≦0.14，

0.028≦b≦0.15，

0.005≦d≦0.020，

0＜e≦0.030，

0≦f≦0.040，

α≧0，

β≧0，

0≦α+β≦0.50。

本发明的软磁性合金具有上述的特征，由此，通过实施热处理，容易具有容易成为铁基纳米结晶合金的结构。进一步，具有上述特征的铁基纳米结晶合金的耐蚀性高。而且，具有上述特征的铁基纳米结晶合金成为饱和磁通密度高、矫顽力低、且导磁率μ′高的具有优选的软磁特性的软磁性合金。

本发明的软磁性合金中，也可以是，0.730≦1－(a+b+d+e)≦0.900。

本发明的软磁性合金中，也可以是，0≦α{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.40。

本发明的软磁性合金中，也可以是，α＝0。

本发明的软磁性合金中，也可以是，0≦β{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.030。

本发明的软磁性合金中，也可以是，β＝0。

本发明的软磁性合金中，也可以是，α＝β＝0。

本发明的软磁性合金也可以是由非晶质及初期微晶构成，并且具有所述初期微晶存在于所述非晶质中的纳米异质结构。

所述初期微晶的平均粒径也可以为0.3～10nm。

本发明的软磁性合金也可以具有由铁基纳米结晶构成的构造。

所述铁基纳米结晶的平均粒径可以为5～30nm。

本发明的软磁性合金也可以为薄带形状。

本发明的软磁性合金也可以为粉末形状。

另外，本发明的磁性部件由上述的软磁性合金构成。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。

本实施方式的软磁性合金具有Fe、M、B、Cr、Cu及C的含量分别在特定的范围内的组成。具体而言，其是由组成式((Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+d+e))}M_aB_bCr_dCu_e)_1－fC_f构成的软磁性合金，其中，

X1为选自Co及Ni中的1种以上，

X2为选自W、Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土类元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo及V中的1种以上，

0.030≦a≦0.14，

0.028≦b≦0.15，

0.005≦d≦0.020，

0＜e≦0.030，

0≦f≦0.040，

α≧0，

β≧0，

0≦α+β≦0.50。

具有上述组成的软磁性合金由非晶质构成，容易成为不含由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相的软磁性合金。而且，在对该软磁性合金进行热处理的情况下，容易析出铁基纳米结晶。而且，含有铁基纳米结晶的软磁性合金容易具有良好的磁特性。进一步，容易成为耐蚀性也优异的软磁性合金。

换言之，具有上述的组成的软磁性合金容易成为使铁基纳米结晶析出的软磁性合金的初始原料。

铁基纳米结晶是粒径为纳米级，并且Fe的结晶结构为bcc(体心立方晶体结构)的结晶。在本实施方式中，优选使平均粒径为5nm～30nm的铁基纳米结晶析出。这种析出了铁基纳米结晶的软磁性合金，容易使饱和磁通密度提高，容易使矫顽力降低，容易使导磁率μ′提高。此外，导磁率μ′是复数导磁率的实部。

此外，热处理前的软磁性合金可以完全仅由非晶质构成，但优选由非晶质及粒径为15nm以下的初期微晶构成，并且具有所述初期微晶存在于所述非晶质中的纳米异质结构。由于具有初期微晶存在于非晶质中的纳米异质结构，从而在热处理时容易析出铁基纳米结晶。此外，在本实施方式中，优选上述初期微晶的平均粒径为0.3nm～10nm。

以下，对本实施方式的软磁性合金的各成分进行详细说明。

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo及V中的1种以上。另外，作为M的种类，优选为选自Nb、Hf及Zr中的1种以上。由于M的种类为选自Nb、Hf及Zr中的1种以上，从而使矫顽力容易降低。

M的含量(a)满足0.030≦a≦0.14。M的含量(a)优选为0.030≦a≦0.12。在a小的情况下，热处理前的软磁性合金中容易产生由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相，通过热处理不能析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高，并且导磁率μ′容易降低。在a大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

B的含量(b)满足0.028≦b≦0.15。在b小的情况下，在热处理前的软磁性合金中容易产生由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相，通过热处理不能析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高，并且导磁率μ′容易降低。在b大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

Cr的含量(d)满足0.005≦d≦0.020。在d小的情况下，耐蚀性容易降低。

Cu的含量(e)满足0＜e≦0.030。通过含有Cu，矫顽力容易降低。优选为满足0.001≦e≦0.030，更优选为满足0.005≦e≦0.020。在e过大的情况下，在热处理前的软磁性合金中容易产生由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相，通过热处理不能析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高，并且导磁率μ′容易降低。

进一步，本实施方式的软磁性合金由于Cr的含量(d)及Cu的含量(e)均在上述范围内，从而能够使矫顽力降低，并且提高导磁率μ′。当Cr或Cu的含量(d或e)均在上述范围外时，矫顽力容易上升，导磁率μ′容易降低。

关于Fe的含量(1－(a+b+d+e))，没有特别的限制，但优选满足0.730≦1－(a+b+d+e)≦0.900。在0.730≦1－(a+b+d+e)的情况下，容易提高饱和磁通密度，并且容易降低矫顽力。另外，在1－(a+b+d+e)≦0.900的情况下，容易降低矫顽力。

C的含量(f)满足0≦f≦0.040。也可以为f＝0。即，也可以不含C。通过含有C，矫顽力容易降低，并且导磁率μ′容易提高。优选为0.001≦f≦0.040，更优选为0.005≦f≦0.030。在f过大的情况下，在热处理前的软磁性合金中容易产生由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相，通过热处理不能析出铁基纳米结晶，矫顽力容易提高，并且导磁率μ′容易降低。另一方面，在不含C(f＝0)的情况下，具有容易产生粒径为15nm以下的初期微晶的优点。

另外，本实施方式的软磁性合金中，也可以由X1和/或X2取代Fe的一部分。

X1为选自Co及Ni中的1种以上。X1的含量(α)也可以为α＝0。即，也可以不含X1。另外，将整个组成的原子数设为100at％时，X1的原子数优选为40at％以下。即，优选满足0≦α{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.40。

X2为选自W、Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土类元素中的1种以上。X2的含量(β)也可以为β＝0。即，也可以不含X2。另外，将整个组成的原子数设为100at％时，X2的原子数优选为3.0at％以下。即，优选满足0≦β{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.030。

作为将Fe取代为X1和/或X2的取代量的范围，以原子数计，为Fe的一半以下。即，满足0≦α+β≦0.50。在α+β＞0.50的情况下，通过热处理难以形成铁基纳米结晶合金。

此外，本实施方式的软磁性合金中，作为不可避免的杂质，也可以含有上述以外的元素。例如，相对于软磁性合金100重量％，含有1重量％以下的不可避免的杂质。

以下，对本实施方式的软磁性合金的制造方法进行说明。

对本实施方式的软磁性合金的制造方法没有特别的限定。例如，有通过单辊法制造本实施方式的软磁性合金的薄带的方法。另外，薄带也可以是连续薄带。

在单辊法中，首先，准备最终得到的软磁性合金中所含的各金属元素的纯金属，以与最终得到的软磁性合金成为同组成的方式进行称量。而且，将各金属元素的纯金属熔解并混合，制作母合金。此外，对于上述纯金属的熔解方法没有特别的限制，例如有在腔室内抽真空后通过高频加热使其熔解的方法。此外，母合金与最终得到的由铁基纳米结晶构成的软磁性合金通常是相同的组成。

接着，将所作制的母合金加热使其熔融，得到熔融金属(熔液)。对于熔融金属的温度没有特别的限制，例如可以设为1200℃～1500℃。

在单辊法中，主要可通过调整辊的旋转速度来调整得到的薄带的厚度，但是，例如通过调整喷嘴与辊之间的间隔或熔融金属的温度等也可以调整所得到的薄带的厚度。对于薄带的厚度没有特别的限制，例如可以设为5μm～30μm。

在后述的热处理前的时间点，薄带为不含粒径大于15nm的结晶的非晶质。通过对非晶质的薄带实施后述的热处理，能够得到铁基纳米结晶合金。

此外，对于确认热处理前的软磁性合金的薄带中是否含有粒径大于15nm的结晶的方法没有特别的限制。例如，关于是否存在粒径大于15nm的结晶，可以通过通常的X射线衍射测定进行确认。

另外，热处理前的薄带中可以完全不含粒径低于15nm的初期微晶，但优选含有初期微晶。即，热处理前的薄带优选为由非晶质及存在于该非晶质中的该初期微晶构成的纳米异质结构。此外，对于初期微晶的粒径没有特别的限制，优选平均粒径在0.3nm～10nm的范围内。

另外，对于是否存在上述的初期微晶、以及初期微晶的平均粒径的观察方法，没有特别的限制，例如，可通过对利用离子铣削而薄片化了的试样使用透射电子显微镜得到受限视场衍射图像、纳米束衍射图像、明视场图像或高分辨率图像而进行确认。在使用受限视场衍射图像或纳米束衍射图的情况下，在衍射图案中，在非晶质的情况下形成环状的衍射，与之相对，在不是非晶质的情况下形成起因于结晶结构的衍射斑点。另外，在使用明视场图像或高分辨率图像的情况下，通过以倍率1.00×10⁵～3.00×10⁵倍进行目视观察，能够观察到是否存在初期微晶以及其平均粒径。

对于辊的温度、旋转速度及腔室内部的气氛没有特别的限制。为了非晶质化，优选辊的温度为4℃～30℃。辊的旋转速度越快、初期微晶的平均粒径倾向于越小，为了得到平均粒径为0.3nm～10nm的初期微晶，优选将辊的旋转速度设为25米/秒～30米/秒。从成本方面考虑，腔室内部的气氛优选为大气。

另外，对用于制造铁基纳米结晶合金的热处理条件没有特别的限制。根据软磁性合金的组成的不同，优选的热处理条件也不同。通常，优选的热处理温度大致为400℃～600℃，优选的热处理时间大致为0.5小时～10小时。但是，根据其组成，有时也有脱离上述范围时才存在优选的热处理温度及热处理时间的情况。另外，对于热处理时的气氛没有特别的限制。可以在如大气这样的活性气氛下进行，也可以在氩气这种惰性气氛下进行。

另外，对于得到的铁基纳米结晶合金中的平均粒径的计算方法没有特别的限制。例如，可通过使用透射电子显微镜进行观察而算出。另外，对于确认结晶结构是bcc(体心立方晶体结构)的方法也没有特别的限制。例如，可使用X射线衍射测定进行确认。

另外，作为获得本实施方式的软磁性合金的方法，除了上述的单辊法以外，还有例如通过水雾化法或气体雾化法得到本实施方式的软磁性合金的粉体的方法。以下，对气体雾化法进行说明。

在气体雾化法中，与上述的单辊法相同，得到1200℃～1500℃的熔融合金。之后，在腔室内喷射上述熔融合金，制作粉体。

此时，将气体喷射温度设为4℃～30℃，将腔室内的蒸汽压设为1hPa以下，由此容易得到上述优选的纳米异质结构。

通过气体雾化法制作粉体之后，在400℃～600℃下进行0.5分钟～10分钟的热处理，由此能够防止各粉体彼此烧结而出现粉体粗大化，并且能够促进元素的扩散，能够在短时间内到达热力学的平衡状态，并且能够除去应变及应力，容易获得平均粒径为10nm～50nm的铁基软磁性合金。

以上，对本发明的一实施方式进行了说明，但本发明不限于上述的实施方式。

对于本实施方式的软磁性合金的形状没有特别的限制。如上所述，可以示例薄带形状或粉末形状，但除此之外，还可以考虑块形状等。

对于本实施方式的软磁性合金(铁基纳米结晶合金)的用途没有特别的限制。例如，可举出磁性部件，其中，还可以特别举出磁芯。可以良好地用作感应器用、特别是强力感应器用的磁芯。本实施方式的软磁性合金除了可以用于磁芯之外，还可以用于薄膜感应器、磁头。

以下，对由本实施方式的软磁性合金获得磁性部件、特别是磁芯及感应器的方法进行说明，但由本实施方式的软磁性合金获得磁芯及感应器的方法不限于下述的方法。另外，作为磁芯的用途，除感应器之外，还可以举出变压器及电动机等。

作为由薄带形状的软磁性合金获得磁芯的方法，例如可举出将薄带形状的软磁性合金卷绕的方法或层叠的方法。在层叠薄带形状的软磁性合金时经由绝缘体进行层叠的情况下，能够获得进一步提高了特性的磁芯。

作为由粉末形状的软磁性合金获得磁芯的方法，例如可举出，在与适当的粘合剂混合后，使用模型进行成形的方法。另外，在与粘合剂进行混合之前，通过对粉末表面实施氧化处理及包覆绝缘膜等，成为比电阻提高、更适于高频带的磁芯。

对于成形方法没有特别的限制，可以示例使用模型的成形或模制成形等。对于粘合剂的种类没有特别的限制，可以示例硅树脂。对于软磁性合金粉末和粘合剂的混合比率也没有特别的限制。例如，相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1质量％～10质量％的粘合剂。

例如，相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1质量％～5质量％的粘合剂，使用模型进行压缩成形，由此能够获得占积率(粉末充填率)为70％以上、且施加1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.45T以上、且比电阻为1Ω·cm以上的磁芯。上述特性是与通常的铁素体磁芯相同或其以上的特性。

另外，例如，相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1质量％～3质量％的粘合剂，在粘合剂的软化点以上的温度条件下通过模型进行压缩成形，由此，能够获得占积率为80％以上、且施加1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.9T以上、且比电阻为0.1Ω·cm以上的压粉磁芯。上述的特性是比通常的压粉磁芯更优异的特性。

进一步，相对于成为上述磁芯的成形体，作为去应变的热处理，在成形后进行热处理，由此磁芯损耗进一步降低，有用性得到提高。此外，通过降低构成磁芯的磁性体的矫顽力而降低磁芯的磁芯损耗。

另外，通过对上述磁芯实施绕线来获得电感部件。对于绕线的实施方法及电感部件的制造方法没有特别的限制。例如，可举出在通过上述的方法制造的磁芯上卷绕至少1匝绕组的方法。

进一步，在使用软磁性合金颗粒的情况下，有在将绕组线圈内置于磁性体的状态下进行加压成形使其一体化而制造电感部件的方法。该情况下，容易获得与高频且大电流对应的电感部件。

进一步，在使用软磁性合金颗粒的情况下，通过将在软磁性合金颗粒中添加粘合剂及溶剂而制成膏的软磁性合金膏、及在线圈用的导体金属中添加粘合剂及溶剂而制成膏的导体膏交替印刷层叠后进行加热烧成，能够获得电感部件。或者，通过使用软磁性合金膏来制作软磁性合金片材，在软磁性合金片材的表面印刷导体膏，将它们层叠并烧成，由此，能够获得磁性体中内置有线圈的电感部件。

在此，在使用软磁性合金颗粒制造电感部件的情况下，从获得优异的Q特性的方面考虑，优选使用最大粒径以筛径计为45μm以下、中心粒径(D50)为30μm以下的软磁性合金粉末。为了将最大粒径以筛径计设为45μm以下，使用网眼45μm的筛子，仅使用通过筛子的软磁性合金粉末。

所使用的软磁性合金粉末的最大粒径大越大，高频区域的Q值倾向于越低，特别是在使用最大粒径以筛径计超过45μm的软磁性合金粉末的情况下，有时存在高频区域的Q值大幅降低的情况。但是，在不重视高频区域下的Q值的情况下，可以使用偏差大的软磁性合金粉末。因为偏差大的软磁性合金粉末能够廉价地进行制造，所以在使用偏差大的软磁性合金粉末的情况下，能够降低成本。

实施例

以下，基于实施例具体说明本发明。

以成为下表中所示的各实施例及比较例的合金组成的方式称量原料金属，通过高频加热而熔解，制作母合金。

之后，将所制作的母合金加热使其熔融，制成1300℃的熔融状态的金属之后，在大气中，通过以30米/秒的旋转速度使用20℃的辊的单辊法，将上述金属向辊进行喷射，制作薄带。薄带的厚度为20μm～25μm、薄带的宽度约为15mm、薄带的长度约为10m。

对获得的各个薄带进行X射线衍射测定，确认有无粒径大于15nm的结晶。而且，在不存在粒径大于15nm的结晶的情况下，记为由非晶质相构成；在存在粒径大于15nm的结晶的情况下，记为由结晶相构成。

之后，对于各实施例及比较例的薄带，以下表所示的条件进行热处理。对热处理后的各薄带，测定饱和磁通密度及矫顽力。饱和磁通密度(Bs)是使用振动试样型磁力计(VSM)在磁场为1000kA/m的条件下进行测定的。矫顽力(Hc)是使用直流BH示踪器在磁场为5kA/m的条件下进行测定的。导磁率(μ′)是使用阻抗分析仪在频率为1kHz的条件下进行测定的。在本实施例中，对于饱和磁通密度而言，将1.20T以上设为良好，将1.40T以上设为更良好。对于矫顽力而言，将3.0A/m以下设为良好，将2.5A/m以下设为更良好，将1.6A/m以下设为最良好。对于导磁率μ′而言，将40000以上设为良好，将50000以上设为更良好。

进一步，对各实施例及比较例的薄带进行恒温恒湿测试，评价耐蚀性。在温度80℃、湿度85％RH的条件下观察在何时产生腐蚀。在本实施例中，将20小时以上设为良好。

此外，在以下所示的实施例中，只要没有特别的记载，则就通过X射线衍射测定、及使用透射电子显微镜的观察，来确定所有的平均粒径均为5nm～30nm且结晶结构为bcc的铁基纳米结晶。

表1中记载的是，使B的含量(b)、Cr的含量(d)及Cu的含量(e)变化，进一步作为M仅用Nb并使Nb的含量(a)变化的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。

与之相对，d＝0及e＝0的比较例(比较例1～5)的恒温恒湿测试的结果是不优选的，矫顽力上升，导磁率μ′降低。另外，b＝0.200的比较例(比较例5a及5b)的导磁率μ′降低。

表2中记载的是，以Fe的含量变化的方式使B的含量(b)、Cr的含量(d)及Cu的含量(e)变化，进一步作为M仅用Nb并使Nb的含量(a)变化的实施例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。

另外，1－(a+b+d+e)在0.730～0.900的范围内的实施例的矫顽力为2.5A/m以下，更良好。

表3中记载的是，作为M仅用Nb并使Nb的含量(a)变化的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。与之相对，a过大的比较例(比较例6)的残留磁通密度降低。a过小的比较例(比较例7)的热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著提高，导磁率μ′显著降低。

表4中记载的是，使M的含量(a)及M的种类变化的实施例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。

表5中记载的是，使B的含量(b)变化的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。与之相对，b过大的比较例(比较例8、8a、8b、8c)的导磁率μ′降低。进一步，比较例8的残留磁通密度也降低。b过小的比较例(比较例9)的热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著提高，导磁率μ′显著降低。

表6中记载的是，使Cu的含量(e)变化的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。与之相对，e过大的比较例(比较例10)的热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著提高，导磁率μ′显著降低。e过小的比较例(比较例11)的热处理后的矫顽力提高，导磁率μ′降低。

表7中记载的是，主要使Cr的含量(d)变化的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。与之相对，d过大的比较例(比较例12a、12b)的热处理后的矫顽力提高，导磁率μ′降低。d过小的比较例(比较例13)的耐蚀性降低，热处理后的矫顽力提高，导磁率μ′降低。

表8的比较例14及实施例18、51～55使C的含量(f)发生了变化。

各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。另外，f在0.005～0.030的范围内的实施例的矫顽力为1.6A/m以下，更良好。与之相对，f过大的比较例(比较例14)的热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著提高，导磁率μ′显著降低。

表8的实施例56及实施例57是将C的含量(f)设为0.005并使Fe的含量发生变化的实施例。实施例58及实施例59是将C的含量(f)设为0.030并使Fe的含量发生变化的实施例。各成分的含量在规定的范围内的实施例的恒温恒湿测试的结果良好。进一步，饱和磁通密度、矫顽力及导磁率μ′良好。

表9是在实施例18中将Fe的一部分用X1和/或X2进行了取代的实施例。

即使将Fe的一部分用X1和/或X2进行取代，也显示良好的特性。

表10是，对于实施例18而言，通过使辊的旋转速度和/或热处理温度发生变化，从而使初期微晶的平均粒径及铁基纳米结晶合金的平均粒径发生变化的实施例。

即使使初期微晶的平均粒径及铁基纳米结晶合金的平均粒径发生变化，也显示良好的特性。

表11

表11是，除了使M的种类发生变化这一点之外，以与实施例18、23及24相同的条件进行实施的实施例。

即使使M的种类发生变化，也显示良好的特性。

Claims (21)

1.一种软磁性合金，其特征在于，

由组成式((Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+d+e))}M_aB_bCr_dCu_e)_1－fC_f构成，其中，

X1为选自Co及Ni中的1种以上，

X2为选自W、Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土类元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo及V中的1种以上，

0.030≦a≦0.14，

0.028≦b≦0.15，

0.005≦d≦0.020，

0＜e≦0.030，

0.001≦f≦0.040，

α≧0，

β≧0，

0≦α+β≦0.50，

所述软磁性合金由非晶质及初期微晶构成，并且具有所述初期微晶存在于所述非晶质中的纳米异质结构。

2.根据权利要求1所述的软磁性合金，其中，

0.730≦1－(a+b+d+e)≦0.900。

3.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

0≦α{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.40。

4.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

α＝0。

5.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

0≦β{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.030。

6.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

β＝0。

7.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

α＝β＝0。

8.根据权利要求1所述的软磁性合金，其中，

所述初期微晶的平均粒径为0.3～10nm。

9.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

所述软磁性合金为薄带形状。

10.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

所述软磁性合金为粉末形状。

11.一种软磁性合金，其特征在于，

由组成式((Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+d+e))}M_aB_bCr_dCu_e)_1－fC_f构成，其中，

X1为选自Co及Ni中的1种以上，

X2为选自W、Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土类元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo及V中的1种以上，

0.030≦a≦0.14，

0.028≦b≦0.15，

0.005≦d≦0.020，

0＜e≦0.030，

0.001≦f≦0.040，

α≧0，

β≧0，

0≦α+β≦0.50，

具有由铁基纳米结晶构成的结构。

12.根据权利要求11所述的软磁性合金，其中，

0.730≦1－(a+b+d+e)≦0.900。

13.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

0≦α{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.40。

14.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

α＝0。

15.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

0≦β{1－(a+b+d+e)}(1－f)≦0.030。

16.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

β＝0。

17.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

α＝β＝0。

18.根据权利要求11所述的软磁性合金，其中，

所述铁基纳米结晶的平均粒径为5～30nm。

19.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

所述软磁性合金为薄带形状。

20.根据权利要求11或12所述的软磁性合金，其中，

所述软磁性合金为粉末形状。

21.一种磁性部件，其由权利要求1～20中任一项所述的软磁性合金构成。