CN110021469A - 软磁性合金及磁性部件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种包含纳米结晶部及非晶质部的软磁性合金。纳米结晶部作为主成分含有αFe(‑Si)，作为副成分含有选自B、P、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn、Cu中的一种以上的元素。将纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α(at％)，且将上述非晶质部所包含的上述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β(at％)，0.01≤(α/β)≤0.40，结晶化度为5％以上且70％以下。

Description

软磁性合金及磁性部件

技术领域

本发明涉及软磁性压粉磁芯的制造方法及软磁性压粉磁芯。

背景技术

近年来，电子·信息·通信设备等中要求低耗电量化及高效率化。另外，面向低碳化社会，上述的要求变得更强。因此，电子·信息·通信设备等的电源电路中也要求能量损耗的降低及电源效率的提高。而且，电源电路所使用的陶瓷元件的磁芯中要求磁导率的提高及磁芯损耗(磁芯损失)的降低。如果降低磁芯损耗，则可实现电能的损耗变小、高效率化及节能化。

专利文献1中记载有使用使αFe(-Si)结晶相局部析出的纳米结晶软磁性合金粉末的压粉磁芯的发明。但是，目前，要求饱和磁通密度更高且磁芯损耗较小的磁芯。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2015-167183号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

作为降低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。

本发明的目的在于，提供一种矫顽力低且饱和磁通密度高的软磁性合金。

用于解决技术问题的手段

为了上述的目的，本发明提供一种软磁性合金，

该软磁性合金包含纳米结晶部及非晶质部，其特征在于，

上述纳米结晶部作为主成分含有αFe(-Si)，作为副成分含有选自B、P、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn、Cu中的一种以上的元素。

本发明的软磁性合金通过具有上述的特征，矫顽力变低，饱和磁通密度变高。

本发明的软磁性合金的结晶化度也可以为15％以上且70％以下。

本发明的软磁性合金中，将上述纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α(at％)，可以满足0.5≤α≤20。

本发明的软磁性合金中，将上述非晶质部所包含的上述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β(at％)，可以满足10≤β≤60。

本发明的软磁性合金中，将上述纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α(at％)，将上述非晶质部所包含的上述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β(at％)，可以满足0.05＜(α/β)＜0.20。

本发明的软磁性合金也可以以组成式Fe_aCu_bM1_cSi_dM2_e表示，其中，

M1为选自Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn中的一种以上，

M2为选自B、P、C中的一种以上，

a+b+c+d+e＝100，

0.0≤b≤3.0，

0.0≤c≤15.0，

0.0≤d≤17.5，

0.0≤e≤20.0。

本发明的软磁性合金可以为薄带形状。

本发明的软磁性合金可以为粉末形状。

本发明的磁性部件由上述的任一项所记载的软磁性合金构成。

附图说明

图1是利用3DAP观察本发明的软磁性合金中的Fe的分布的结果；

图2是表示利用3DAP观察本发明的软磁性合金，且以Fe的含量进行二值化后的结果的示意图；

图3是单辊法的示意图。

符号说明

11……纳米结晶部

13……非晶质部

31……喷嘴

32……熔融金属

33……辊

34……薄带

35……腔室

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中，作为主成分含有αFe(-Si)。具体而言，作为主成分含有αFe(-Si)是指，占据软磁性合金整体的αFe(-Si)的含量合计为80原子％以上。另外，作为副成分，含有选自B、P、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn、Cu中的一种以上的元素。

以下，参照附图说明本实施方式的软磁性合金的微细结构。

对于本实施方式的软磁性合金，当使用三维原子探针(以下，有时记载为3DAP)以厚度5nm观察Fe的分布时，如图1所示，能够观察到存在有Fe的含量较多的部分和较少的部分。此外，图1是相对于后述的实施例、试样No.54使用3DAP进行观察的结果。

在此，对于与图1不同的测定部位，以Fe的含量较多的部分和较少的部分进行二值化的结果的概略图为图2。而且，将Fe的含量较多的部分设为纳米结晶部11，将Fe的含量较少的部分设为非晶质部13。更具体而言，相对于软磁性合金整体的平均组成，将Fe的含量比平均组成多的部分设为纳米结晶部11，将Fe的含量低于平均组成且Fe存在的部分设为非晶质部13。认为纳米结晶部11的Fe及Si的至少一部分以αFe(-Si)纳米结晶的方式存在。本实施方式中，纳米结晶是指粒径大致为5nm以上且50nm以下的结晶。

本实施方式的软磁性合金在纳米结晶部11中，除了Fe及Si以外，作为副成分含有选自B、P、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn、Cu中的一种以上。通过副成分包含于纳米结晶部11，提高抗氧化性。另外，在维持饱和磁通密度的状态下，矫顽力降低。即，软磁特性提高。特别是在高频区域中得到适当的软磁特性。

软磁性合金整体的组成可通过ICP测定及荧光X射线测定进行确认。另外，纳米结晶部的组成及非晶质部的组成可通过3DAP进行测定。在此，尽管Cu添加于软磁性合金中，也有时从纳米结晶部、非晶质部检测的Cu量较少或不能被检测。这是由于，与纳米结晶部及非晶质部无关，Cu的微晶独立存在。此外，图2中省略Cu的微晶。

将本实施方式的软磁性合金的纳米结晶部11的副成分的合计含有比例设为α(at％)，优选0.5≤α≤20，更优选1≤α≤10。另外，将非晶质部13所包含的纳米结晶部11的副成分的合计含有比例设为β(at％)，优选10≤β≤60，更优选20≤β≤50。另外，优选0.00＜(α/β)＜0.80，更优选0.01≤(α/β)≤0.75。

通过将纳米结晶部11的副成分的合计含有比例α控制在0.5≤α≤20，能够降低矫顽力，并提高软磁特性。另外，通过将非晶质部13所包含的纳米结晶部11的副成分的合计含有比例β控制在10≤β≤60，能够防止饱和磁通密度的降低。也就是软磁特性更良好。另外，通过0.00＜(α/β)＜0.80，抗氧化性的效果好，能够提高软磁特性并且得到抗氧化性的合金。

本实施方式的软磁性合金的结晶化度优选为15％以上且70％以下。软磁性合金的结晶化度能够通过粉末X射线衍射进行测定。具体而言，在将软磁性合金进行粉末化后，利用X射线衍射装置(XRD)得到X射线衍射图案。然后，校正背景和装置引起的衍射的非对称性。然后，将αFe(-Si)结晶的衍射图案和非晶质中特有的衍射图案进行分离，求得各自的衍射强度。然后，通过计算αFe(-Si)结晶的衍射强度相对于全衍射强度的比而得到。

另外，本实施方式的软磁性合金中，纳米结晶的平均粒径没有特别限制，但优选为5nm以上且50nm以下。此外，纳米结晶的平均粒径能够通过使用了XRD的粉末X射线衍射进行测定。

本实施方式的软磁性合金的组成除了作为主成分含有αFe(-Si)，且作为副成分含有上述的元素的点以外是任意的。优选为以组成式Fe_aCu_bM1_cSi_dM2_e表示的软磁性合金，M1为选自Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn中的一种以上，M2为选自B、P、C中的一种以上，

a+b+c+d+e＝100，

0.0≤b≤3.0，

0.0≤c≤15.0，

0.0≤d≤17.5，

0.0≤e≤20.0。

此外，以下的记载中，软磁性合金的各元素的含有率在没有特别记载总体参数的情况下，将软磁性合金整体设为100原子％。

Cu的含量(b)优选为3.0原子％以下(包含0)，更优选为1.0原子％以下(包含0)。即，也可以不含有Cu。另外，Cu的含量越少，越处于容易通过后述的单辊法制作由软磁性合金构成的薄带的倾向。另一方面，Cu的含量越多，可越缩小纳米结晶的平均粒径，并且减少矫顽力的效果越大。从减少矫顽力的观点来看，Cu的含量优选为0.1原子％以上。

M1为选自Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn中的一种以上。优选为含有选自Nb、Zr、Hf中的一种以上。

M1的含量(c)优选为15.0原子％以下(包含0)，更优选为8原子％以下(包含0)。即，也可以不含有M1。通过在上述的范围内添加M1，能够使非晶质部稳定且形成纳米结晶部。

Si的含量(d)优选为17.5原子％以下(包含0)，更优选为15.5原子％以下(包含0)。即，也可以不含有Si。通过将Si的含量设为上述的范围内，从而能够控制纳米结晶部的组成。

M2为选自B、P、C中的一种以上。优选为含有两种以上。

M2的含量(e)优选为20.0原子％以下(包含0)，更优选为8.0～15.0原子％。即，也可以不含有M2。通过在上述的范围内添加M2，能够控制非晶质部的组成。

此外，Fe优选为以组成式Fe_aCu_bM1_cSi_dM2_e表示的软磁性合金的剩余部。即，为a+b+c+d+e＝100。另外，本实施方式的软磁性合金如上所述，包含纳米结晶部及非晶质部。在此，选自M1、M2及Si的两种以上是为了形成非晶质部所需要。因此，c、d及e中至少两项不是0。

另外，软磁性合金的组成也可以以组成式(Fe_1-zX1_z)_aCu_bM1_cSi_dM2_eM3_f表示。

X1为选自Co、Ni中的一种以上，

M1为选自Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn中的一种以上，

M2为选自B、P、C中的一种以上，

M3为选自S、O、N中的一种以上，

a+b+c+d+e+f＝100，

0.0≤z≤0.15，

64.9≤a≤94.5，

0.0≤b≤3.0，

0.0≤c≤15.5，

0.0≤d≤17.5，

2.0≤e≤23.0，

0.0≤f≤3.0，

c及d中至少一项不是0。

X1相对于Fe的置换量(z)也可以为0.00≤z≤0.15。另外，M3为选自S、O、N中的一种以上。M3的含量(f)也可以为3.0原子％以下。

以下，对本实施方式的软磁性合金的制造方法进行说明。

本实施方式的软磁性合金的制造方法是任意的，但可举出例如通过单辊法制造软磁性合金的薄带的方法。

单辊法中，首先，准备最终得到的软磁性合金所包含的各金属元素的纯金属等的各种原料，以成为与最终得到的软磁性合金相同组成的方式进行称量。然后，熔解各金属元素的纯金属，进行混合，制作母合金。此外，上述纯金属的熔解方法是任意的，例如具有在腔室内进行抽真空后，以高频加热进行熔解的方法。此外，母合金和最终得到的软磁性合金通常成为相同组成。

接着，将制作的母合金加热使其熔融，得到熔融金属(金属熔液)。熔融金属的温度没有特别限制，但能够设为例如1200～1500℃。

图3中表示单辊法所使用的装置的示意图。本实施方式的单辊法中，在腔室35内部，从喷嘴31将熔融金属32向沿箭头方向旋转的辊33喷射供给，由此，制造向辊33的旋转方向的薄带34。此外，本实施方式中，辊33的材质没有特别限制。例如可以使用由Cu构成的辊。

单辊法中，通过主要调整辊33的旋转速度，能够调整得到的薄带的厚度，但例如通过调整喷嘴31与辊33的间隔及熔融金属的温度等，也能够调整得到的薄带的厚度。薄带的厚度没有特别限制，但例如能够设为15～30μm。

在后述的热处理前的时点，薄带优选为非晶质或仅存在粒径较小的微结晶的状态。通过对这种薄带实施后述的热处理，能得到本实施方式的软磁性合金。

此外，确认热处理前的软磁性合金的薄带中是否存在粒径较大的结晶的方法没有特别限制。例如，对于粒径0.01～10μm程度的结晶的有无，能够通过通常的X射线衍射测定进行确认。另外，在上述的非晶质中存在结晶但结晶的体积比例较小的情况下，在通常的X射线衍射测定中判断为没有结晶。对于该情况的结晶的有无，例如，相对于通过离子研磨而薄片化的试样，使用透射电子显微镜，可以确认得到限制场衍射图像、纳米束衍射图像、明场图像或高分辨率图像。在使用限制场衍射图像或纳米束衍射图像的情况下，衍射图案中为非晶质的情况下，形成环状的衍射，与之相对，在不是非晶质的情况下，形成结晶结构所引起的衍射斑点。另外，在使用明场图像或高分辨率图像的情况下，以倍率1.00×10⁵～3.00×10⁵倍通过目视进行观察，能够确认结晶的有无。此外，本说明书中，在通过通常的X射线衍射测定能够确认具有结晶的情况下记为“具有结晶”，通常的X射线衍射测定中不能确认具有结晶，但相对于通过离子研磨而薄片化的试样，使用透射电子显微镜，得到限制场衍射图像、纳米束衍射图像、明场图像或高分辨率图像，由此，能够确认到具有结晶的情况下，记为“具有微结晶”。

在此，本发明人等发现，通过适当控制辊33的温度及腔室35内部的蒸气压，容易将热处理前的软磁性合金的薄带做成非晶质，在热处理后容易得到优选的纳米结晶部11及非晶质部13。具体而言，发现将辊33的温度设为50～70℃，优选设为70℃，使用进行了露点调整的Ar气体将腔室35内部的蒸气压设为11hPa以下，优选设为4hPa以下，由此，容易将软磁性合金的薄带做成非晶质。

另外，优选将辊33的温度设为50～70℃，进一步将腔室35内部的蒸气压控制为11hPa以下。通过将辊33的温度以及腔室35内部的蒸气压控制在上述范围内，从而熔融金属32被均匀冷却，并且容易将得到的软磁性合金的热处理前的薄带做成均匀的非晶质。另外，腔室内部的蒸气压的下限不特别存在。可以填充调整了露点的的氩气将蒸气压控制为1hPa以下，也可以设为接近真空的状态将蒸气压控制为1hPa以下。另外，如果蒸气压变高则难以将热处理前的薄带做成非晶质，即便成为非晶质，也难以在后述的热处理后得到优选的微细结构。

通过将得到的薄带34进行热处理，能够得到上述的优选的纳米结晶部11及非晶质部13。此时，薄带34为完全的非晶质时，容易得到上述的优选的微细结构。

本实施方式中，通过以两个阶段进行热处理，容易得到上述的优选的微细结构。第一阶段的热处理(以下，也称为第一热处理)是为了所谓的除应变而进行。这是为了将软磁性金属在可能的范围内设为均匀的非晶质。

本实施方式中，将第二阶段的热处理(以下，也称为第二热处理)以比第一阶段高的温度进行。而且，为了在第二阶段的热处理中抑制薄带的自发热，使用热传导率较高的材料的调节器是非常重要的。另外，进一步优选调节器的材料的比热低。一直以来，作为调节器的材料，经常使用氧化铝，但本实施方式中，可以使用热传导率更高的材料，例如碳或SiC等。具体而言，优选使用热传导率为150W/m以上的材料。另外，优选使用比热为750J/kg以下的材料。另外，优选尽可能减薄调节器的厚度，在调节器下放置控制用热电偶，并提高加热器的热响应。

对通过上述的两个阶段进行热处理的优点进行叙述。对于第一阶段的热处理的作用进行说明。本软磁性合金通过从高温骤冷并凝固，而形成非晶质。此时，从高温骤冷，因此，热收缩产生的应力残留于软磁性金属内，而产生应变或缺陷。第一阶段的热处理通过热处理而缓和该软磁性合金内的应变或缺陷，由此，形成均匀的非晶质。然后，对第二阶段的热处理的作用进行说明。第二阶段的热处理中，生成αFe(-Si)结晶。通过第一阶段的热处理能够抑制应变或缺陷，并形成均匀的非晶质状态，因此，能够将通过第二阶段的热处理生成的αFe(-Si)结晶的粒径均匀化。即，即使以较低的温度进行热处理，也可稳定地生成αFe(-Si)结晶。因此，第二阶段的热处理中的热处理温度处于比现有的一个阶段中进行热处理时的热处理温度变低的倾向。换言之，在通过一个阶段进行热处理的情况下，在非晶质形成时残留的应变或缺陷及其周边先行进行成为αFe(-Si)结晶的反应，结果不能将αFe(-Si)结晶的粒径均匀化。进一步，形成由硼化物构成的异相，软磁特性恶化。另外，为了通过一个阶段热处理尽可能均匀地热处理，需要在软磁性合金整体中尽可能同时生成αFe(-Si)结晶。因此，一个阶段热处理中，倾向于热处理温度变得比上述的两个阶段热处理高。

本实施方式中，第一热处理及第二热处理的优选的热处理温度及优选的热处理时间根据软磁性合金的组成不同而各异。含有Si的组成的一方与不含有Si的组成相比，大致处于热处理温度变低的倾向。第一热处理的热处理温度大致为350℃以上且550℃以下，热处理时间大致为0.1小时以上且10小时以下。第二热处理的热处理温度大致为475℃以上且675℃以下，热处理时间大致为0.1小时以上且10小时以下。但是，也有时由于组成不同在脱离上述的范围的区域存在优选的热处理温度及热处理时间。

热处理条件未适当控制的情况或未选择适当的热处理装置的情况下，纳米结晶部中不含副成分，除了抗氧化性降低之外，难以得到良好的软磁特性。

另外，作为得到本实施方式的软磁性合金的方法，除了上述的单辊法以外，例如还具有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。

气体雾化法中，与上述的单辊法同样地得到1200～1500℃的熔融合金。然后，使上述熔融合金在腔室内喷射，制作粉体。

此时，通过将气体喷射温度设为50～100℃，并将腔室内的蒸气压设为4hPa以下，最终容易得到上述的优选的微细结构。

通过气体雾化法制作粉体后，与单辊法进行的情况一样，通过两个阶段进行热处理，由此，容易得到适当的微细结构。而且，特别是能够得到抗氧化性高，且具有良好的软磁性特性的软磁性合金粉末。

以上，对本发明的一个实施方式进行了说明，但本发明不限定于上述的实施方式。

本实施方式的软磁性合金的形状没有特别限制。如上述，示例了薄带形状或粉末形状，但除此以外，还考虑薄膜形状及块体形状等。

本实施方式的软磁性合金的用途没有特别限制。例如，可举出磁芯。能够适当用作电感器用、特别是功率电感器用的磁芯。本实施方式的软磁性合金除了磁芯之外，也能够适用于薄膜电感器、磁头、变压器。

以下，对利用本实施方式的软磁性合金得到磁芯及电感器的方法进行说明，但利用本实施方式的软磁性合金得到磁芯及电感器的方法不限定于下述的方法。

作为利用薄带形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可举出将薄带形状的软磁性合金进行卷绕的方法及层叠的方法。在层叠薄带形状的软磁性合金时经由绝缘体层叠的情况下，能够得到进一步提高特性的磁芯。

作为从粉末形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可举出与适宜的粘合剂混合之后，使用模具进行成型的方法。另外，在与粘合剂混合之前，对粉末表面实施氧化处理及绝缘覆膜等，由此，成为电阻率提高，且更适于高频带域的磁芯。

成型方法没有特别限制，可示例使用了模具的成型或模制成型等。粘合剂的种类没有特别限制，可示例硅树脂。软磁性合金粉末与粘合剂的混合比率也没有特别限制。例如相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1～10质量％的粘合剂。

例如，相对于软磁性合金粉末100质量％混合1～5质量％的粘合剂，并使用模具进行压缩成型，由此，能够得到占空系数(粉末充填率)为70％以上，施加1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.4T以上，且电阻率为1Ω·cm以上的磁芯。上述的特性是比普通的铁氧体磁芯优异的特性。

另外，例如，通过相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1～3质量％的粘合剂，并利用粘合剂的软化点以上的温度条件下的模具进行压缩成型，能够得到占空系数为80％以上，施加1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.9T以上，且电阻率为0.1Ω·cm以上的压粉磁芯。上述的特性是比普通的压粉磁芯优异的特性。

另外，相对于构成上述的磁芯的成型体，在成型后进行热处理作为除应变热处理，由此，磁芯损耗进一步降低，有用性提高。

另外，通过对上述磁芯实施绕组，得到电感部件。绕组的实施方法及电感部件的制造方法没有特别限制。例如，可举出对通过上述的方法制造的磁芯将绕组卷绕至少1匝以上的方法。

另外，在使用软磁性合金颗粒的情况下，有如下方法：通过在绕组线圈内置于磁性体的状态下进行加压成型并一体化，从而制造电感部件。在该情况下，容易得到高频且与大电流对应的电感部件。

另外，在使用软磁性合金颗粒的情况下，将向软磁性合金颗粒中添加粘合剂及溶剂而浆料化的软磁性合金浆料、及向线圈用的导体金属中添加粘合剂及溶剂而浆料化的导体浆料交替地印刷层叠后，进行加热烧成，由此，能够得到电感部件。或者，使用软磁性合金浆料制作软磁性合金片材，向软磁性合金片材的表面印刷导体浆料，并将它们层叠烧成，由此，能够得到线圈内置于磁性体的电感部件。

在此，在使用软磁性合金颗粒制造电感部件的情况下，为了得到优异的Q特性，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。为了将最大粒径控制为以筛径计为45μm以下，也可以使用网眼45μm的筛子，并仅使用通过筛子的软磁性合金粉末。

使用最大粒径越大的软磁性合金粉末，越有在高频区域中的Q值降低的倾向，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，有时高频区域中的Q值大幅降低。但是，在不重视高频区域中的Q值的情况下，可使用差异较大的软磁性合金粉末。差异较大的软磁性合金粉末能够以较低的价格制造，因此，在使用差异较大的软磁性合金粉末的情况下，可降低成本。

本实施方式的压粉磁芯的用途没有特别限制。例如，能够适用作电感器用、特别是功率电感器用的磁芯。

实施例

以下，基于实施例具体地说明本发明。

(实验例1)

为了得到Fe：84原子％、B：9.0原子％、Nb：7.0原子％的组成的母合金，分别称量各种原料金属等。然后，在腔室内进行抽真空后，通过高频加热进行熔解，制作母合金。

然后，将制作的母合金加热使其熔融，做成1300℃的熔融状态的金属之后，设为辊温度70℃、腔室内的蒸气压4hPa，通过单辊法向辊喷射上述金属，制作了薄带。另外，通过适当调整辊的转速，将得到的薄带的厚度做成20μm。蒸气压通过使用进行了露点调整的Ar气进行调整。

接着，对制作的各薄带进行热处理，得到单板状的试样。本实验例中，对于试样No.7～12以外的试样进行了两次热处理。将热处理条件表示于表1中。另外，在对各薄带进行热处理时，在表1所记载的材质的调节器上放置薄带，在调节器下放置控制用热电偶。此时的调节器厚度以1mm进行统一。此外，氧化铝使用了热传导率31W/m、比热779J/kg的氧化铝。碳使用了热传导率150W/m、比热691J/kg的碳。SiC(碳化硅)使用了热传导率180W/m、比热740J/kg的SiC。

将热处理前的各薄带的一部分进行粉碎而粉末化后，进行X射线衍射测定，确认结晶的有无。然后，使用透射电子显微镜以限制场衍射图像及30万倍观察明场图像，确认微结晶的有无。其结果，确认到各实施例及比较例的薄带中不存在结晶及微结晶而为非晶质。此外，通过ICP测定及荧光X射线测定确认到试样整体的组成与母合金的组成大致一致。

而且，测定将各薄带进行了热处理后的各试样的饱和磁通密度及矫顽力。将结果示于表1中。饱和磁通密度(Bs)使用振动试样型磁力计(VSM)并在磁场1000kA/m中进行测定。矫顽力(Hc)使用直流BH示踪剂在磁场5kA/m中进行测定。另外，对各试样评价了抗氧化性。具体而言，在温度80度、湿度85％中进行3小时的高温耐湿试验，观察表面并判断是否形成点锈。将结果表示于表1中。

另外，对于各试样，使用3DAP(三维原子探针)观察40nm×40nm×200nm的观察范围，确认所有的试样包含纳米结晶部及非晶质部。另外，使用3DAP测定纳米结晶部组成及非晶质部组成。将结果表示于表2中。另外，纳米结晶部中的纳米结晶的平均粒径及纳米结晶部中的结晶化度也使用XRD算出。将结果表示于表2中。

【表1】

【表2】

根据表1，调节器的材质为热传导率较高且比热较低的碳或SiC，且将热处理温度分为两个阶段来进行，适当控制了第一热处理温度及第二热处理温度的实施例成为抗氧化性特别良好的结果。相对于此，调节器的材质为热传导率较低且比热较高的氧化铝的试样No.1-5、通过一个阶段进行热处理的试样No.7-12、第二热处理的温度过高的试样No.19及39、第一热处理的温度过低的试样No.20、及第一热处理的温度过高的试样No.24a均成为抗氧化性比实施例差的结果。

根据表2可知，各实施例中，在纳米结晶部含有M1(Nb)和/或M2(B)，与之相对，各比较例中，在纳米结晶部不含有M1及M2。

(实验例2)

为了得到Fe：73.5原子％、Cu：1.0原子％、Nb：3.0原子％、Si：13.5原子％、B：9.0原子％的组成的母合金，分别称量各种原料金属等。然后，在腔室内进行抽真空后，以高频加热进行熔解，制作了母合金。以下，与实验1一样，制作了试样No.40～63的试样。将结果在表3及表4中表示。

此外，相对于热处理前的各薄带进行X射线衍射测定，确认了结晶的有无。另外，使用透射电子显微镜以限制场衍射图像及30万倍观察明场像，确认微结晶的有无。其结果，确认到在各实施例及比较例的薄带上不存在结晶及微结晶而是非晶质。通过ICP测定及荧光X射线测定确认到试样整体的组成与母合金的组成大致一致。

【表3】

根据表3，调节器的材质为热传导率较高且比热较低的碳或SiC，且通过将热处理温度分为两个阶段来进行，并适当控制了第一热处理温度及第二热处理温度的实施例成为抗氧化性特别良好的结果。与之相对，调节器的材质为热传导率较低且比热较高的氧化铝的试样No.40-45、通过一个阶段进行热处理的试样No.46-51、第二热处理的温度过高的试样No.56、57、62及63均不能兼得软磁特性及抗氧化性，成为比实施例差的结果。

根据表4可知，各实施例中，在纳米结晶部含有M1(Nb)、M2(B)和/或Cu，与之相对，各比较例中，在纳米结晶部含有M1、M2及Cu。

(实验例3)

在实验例3中，使母合金的组成变化成为表5～表9所记载的组成。然后，直至热处理工序之前，通过与实验例1及实验例2相同的条件实施。然后，在通过一个阶段实施热处理的情况和通过两个阶段进行实施的情况下，确认到矫顽力及抗氧化性的不同。将结果表示于表5～表9中。在通过一个阶段实施热处理的情况下，设为675℃下60分钟。在通过两个阶段实施热处理的情况下，将第一热处理设为450℃下60分钟，将第二热处理设为650℃下60分钟。热处理通过将调节器的材质设为与实验例1相同的碳来进行。此外，在热处理前的薄带上存在结晶的情况下，一个阶段热处理中的矫顽力显著变大，因此，未进行两个阶段热处理。另外，对于两个阶段热处理后的试样，使用3DAP测定纳米结晶部中的M1+M2+Cu的含量(α)、非晶质部中的M1+M2+Cu的含量(β)。另外，还对纳米结晶的平均粒径及纳米结晶部的结晶化度进行测定。另外，对于抗氧化性，在温度80度、湿度85％中进行高温耐湿试验，每隔30分钟后观察表面，判断是否形成点锈。将两个阶段热处理中的直到点锈产生的时间比一个阶段热处理中的直到点锈产生的时间为2.0倍以上的情况设为◎，将1.2倍以上且低于2.0倍的情况设为○，将超过1.0倍且低于1.2倍的情况设为Δ，将1.0倍以下的情况设为×。此外，按照◎、○、Δ、×的顺序优异，在本实验例中将Δ以上的评价的情况设为良好。

各实施例中，即使适宜变化组成，在通过两个阶段进行热处理的情况下，与通过一个阶段进行的情况相比，矫顽力显著降低，抗氧化性提高。另外，在通过两个阶段进行热处理的情况下，在纳米结晶部存在M1、M2和/或Cu。

(实验例4)

实验例4中，使母合金的组成变化成为表10所记载的组成。然后，直到热处理工序之前通过与实验例1及实验例2相同的条件实施。然后，在通过一个阶段实施热处理的情况和通过两个阶段实施的情况下，确认到矫顽力及抗氧化性的不同。将结果表示于表10中。在通过一个阶段实施热处理的情况下，设为450℃下60分钟。在通过两个阶段实施热处理的情况下，将第一热处理设为350℃下60分钟，将第二热处理设为425℃下60分钟。热处理通过将调节器的材质设为与实验例1相同的碳来进行。此外，在热处理前的薄带上存在结晶的情况下，一个阶段热处理中的矫顽力显著变大，因此，没有进行两个阶段热处理。另外，对于两个阶段热处理后的试样，使用3DAP测定纳米结晶部中的M1+M2+Cu的含量(α)、非晶质部中的M1+M2+Cu的含量(β)。另外，还对纳米结晶的平均粒径及纳米结晶部的结晶化度进行测定。另外，对于抗氧化性，在温度80度、湿度85％中进行高温耐湿试验，每隔30分钟后观察表面，判断是否形成点锈。将两个阶段热处理中的直到点锈产生的时间比一个阶段热处理中的直到点锈产生的时间为2.0倍以上的情况设为◎，将1.2倍以上且低于2.0倍的情况设为○，将超过1.0倍且低于1.2倍的情况设为Δ，将1.0倍以下的情况设为×。此外，按照◎、○、Δ、×的顺序优异，本实验例中将Δ以上的评价的情况设为良好。

实施例4中，即使适宜变化组成，在通过两个阶段进行热处理的情况下，与通过一个阶段进行的情况相比，矫顽力显著降低，抗氧化性提高。另外，在通过两个阶段进行热处理的情况下，在纳米结晶部存在M1、M2和/或Cu。

(实验例5)

实验例5中，使母合金的组成变化成为表11所记载的组成。然后，直到热处理工序之前通过与实验例1及实验例2相同的条件实施。然后，在通过一个阶段实施热处理的情况和通过两个阶段实施的情况下，确认到矫顽力及抗氧化性的不同。将结果表示于表11中。在通过一个阶段实施热处理的情况下，设为550℃下60分钟。在通过两个阶段实施热处理的情况下，将第一热处理设为425℃下60分钟，将第二热处理设为525℃下60分钟。热处理通过将调节器的材质设为与实验例1相同的碳来进行。此外，在热处理前的薄带上存在结晶的情况下，一个阶段热处理中的矫顽力显著变大，因此，没有进行两个阶段热处理。另外，对于两个阶段热处理后的试样，使用3DAP测定纳米结晶部中的M1+M2+Cu的含量(α)、非晶质部中的M1+M2+Cu的含量(β)。另外，还对纳米结晶的平均粒径及纳米结晶部的结晶化度进行了测定。另外，对于抗氧化性，在温度80度、湿度85％中进行高温耐湿试验，每隔30分钟后观察表面，判断是否形成了点锈。将两个阶段热处理中的直到点锈产生的时间比一个阶段热处理中的直到点锈产生的时间为2.0倍以上的情况设为◎，将1.2倍以上且低于2.0倍的情况设为○，将超过1.0倍且低于1.2倍的情况设为Δ，将1.0倍以下的情况设为×。此外，按照◎、○、Δ、×的顺序优异，本实验例中将Δ以上的评价的情况设为良好。

实验例5的各实施例中，即使适宜变化组成，在通过两个阶段进行热处理的情况下，与通过一个阶段进行的情况相比，矫顽力显著降低，抗氧化性提高。另外，在通过两个阶段进行热处理的情况下，在纳米结晶部存在M1、M2和/或Cu。

(实验例6)

实验例6中，除了将母合金的组成变化为表12所记载的组成的点以外，通过与实验例3相同的条件实施并评价。将结果表示于表12中。

各实施例中，即使适宜变化组成，在通过两个阶段进行热处理的情况下，与通过一个阶段进行的情况相比，矫顽力显著降低，抗氧化性提高。另外，在通过两个阶段进行热处理的情况下，在纳米结晶部存在M1、M2和/或Cu。

(实验例7)

实验例7中，以得到表13所示的组成的母合金的方式，分别称量各种原料。然后，在腔室内进行抽真空之后，以高频加热进行熔解，制作了母合金。

然后，将制作的母合金进行加热使其熔融，设为1500℃的熔融状态的金属后，通过气体雾化法在下表13所示的组成条件下喷射上述金属，制作了粉体。实验例7中，将气体喷射温度设为100℃，将腔室内的蒸气压设为4hPa，制作了试样。蒸气压调整通过使用进行了露点调整的Ar气体来进行。

然后，对于各粉体，在表13所示的条件下进行一个阶段热处理或两个阶段热处理，并评价磁特性及抗氧化性。另外，对于各试样粉末，使用3DAP(三维原子探针)观察40nm×40nm×200nm的观察范围，确认到所有的试样粉末包含纳米结晶部及非晶质部。此外，热处理时的调节器的材质设为碳。另外，使用3DAP测定纳米结晶部组成及非晶质部组成。将结果表示于表13中。另外，对于纳米结晶部的纳米结晶的平均粒径及纳米结晶部的结晶化度，也使用3DAP进行计算。将结果表示于表14中。另外，对于抗氧化性，在温度80度、湿度85％中进行1小时的高温耐湿试验，观察表面并判断是否形成了锈。

【表13】

【表14】

通过两个阶段进行了热处理的各实施例中，纳米结晶部中包含M1、M2和/或Cu，抗氧化性提高。与之相对，通过一个阶段进行了热处理的各比较例中，在纳米结晶部不包含M1、M2及Cu，抗氧化性降低。

(实验例8)

实验例8中，对于表5的试样No.65，将Fe的一部分利用X1进行置换实施并进行了评价。另外，添加M3进行实施并评价。将结果示于表15中。

【表15】

各实施例中，即使适宜变化组成，在通过两个阶段进行热处理的情况下，与通过一个阶段进行的情况相比，矫顽力显著降低，抗氧化性提高。另外，在通过两个阶段进行热处理的情况下，在纳米结晶部存在M1、M2和/或Cu。

Claims (10)

1.一种软磁性合金，其特征在于，

所述软磁性合金包含纳米结晶部及非晶质部，

所述纳米结晶部作为主成分含有αFe(-Si)，作为副成分含有选自B、P、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn、Cu中的一种以上的元素，

将所述纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α，将所述非晶质部所包含的所述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β，则0.01≤α/β≤0.40，其中，α和β的单位为at％，

结晶化度为5％以上且70％以下，

所述软磁性合金为以组成式Fe_aCu_bM1_cSi_dM2_e表示的软磁性合金，

M1为选自Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn中的一种以上，

M2为选自B、P、C中的一种以上，

a+b+c+d+e＝100，

64.9≤a≤94.5，

0.0≤b≤3.0，

0.0≤c≤15.5，

0.0≤d≤17.5，

2.0≤e≤23.0，

c及d中的至少一项不是0。

2.根据权利要求1所述的软磁性合金，其中，

结晶化度为15％以上且70％以下。

3.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

将所述纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α，则0.5≤α≤20，其中α的单位为at％。

4.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

将所述非晶质部所包含的所述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β，则10≤β≤60，其中β的单位为at％。

5.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

将所述纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α，将所述非晶质部所包含的所述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β，则0.05＜α/β＜0.20，其中，α和β的单位为at％。

6.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

0.0≤c≤15.0且2.0≤e≤20.0。

7.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。

8.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。

9.一种软磁性合金，其特征在于，

所述软磁性合金包含纳米结晶部及非晶质部，

所述纳米结晶部作为主成分含有αFe(-Si)，作为副成分含有选自B、P、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn、Cu中的一种以上的元素，

将所述纳米结晶部中的副成分的合计含有比例设为α，将所述非晶质部所包含的所述纳米结晶部的副成分的合计含有比例设为β，则0.01≤α/β≤0.40，其中，α和β的单位为at％，

结晶化度为5％以上且70％以下，

所述软磁性合金为以组成式(Fe_1-zX1_z)_aCu_bM1_cSi_dM2_eM3_f表示的软磁性合金，

X1为选自Co、Ni中的一种以上，

M1为选自Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、V、W、Cr、Al、Mn、Zn中的一种以上，

M2为选自B、P、C中的一种以上，

M3为选自S、O、N中的一种以上，

a+b+c+d+e+f＝100，

0.00≤z≤0.15，

64.9≤a≤94.5，

0.0≤b≤3.0，

0.0≤c≤15.5，

0.0≤d≤17.5，

2.0≤e≤23.0，

0.0≤f≤3.0，

c及d中的至少一项不是0。

10.一种由权利要求1～9中任一项所述的软磁性合金构成的磁性部件。