CN114846164A - 合金 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种合金，具备非晶相(16)，合金整体的平均Fe浓度为82.0原子％～88.0原子％，合金整体的平均Cu浓度为0.4原子％～1.0原子％，合金整体的平均P浓度为5.0原子％～9.0原子％，合金整体的平均B浓度为6.0原子％～10.0原子％，合金整体的平均Si浓度为0.4原子％～1.9原子％，合金整体的平均C浓度为0原子％～2.0原子％，除Fe、Cu、P、B、Si和C以外的杂质的合金整体的平均杂质浓度为0原子％～0.3原子％，上述平均Fe浓度、上述平均Cu浓度、上述平均P浓度、上述平均B浓度、上述平均Si浓度、上述平均C浓度和上述平均杂质浓度的合计为100.0原子％。

Description

合金
技术领域
本发明涉及合金，例如涉及包含Fe的合金。
背景技术
纳米晶合金具备在非晶相内形成的多个纳米尺寸的晶相，作为这样的纳米晶合金，已知饱和磁通密度高且矫顽力低的Fe－Cu－P－B－Si合金(例如专利文献1～5)。这样的纳米晶合金作为饱和磁通密度高且矫顽力低的软磁性体使用。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2010/021130号
专利文献2：国际公开第2017/006868号
专利文献3：国际公开第2011/122589号
专利文献4：日本特开2011－256453号公报
专利文献5：日本特开2013－185162号公报
发明内容
晶相主要是BCC(体心立方，body-centered cubic)结构的铁合金，如果晶相的粒径小，则矫顽力等软磁特性提高。然而，要求进一步提高纳米晶合金的软磁特性。即使软磁特性提高，如果制造困难，则制造成本也变高。
本发明是鉴于上述问题而作出的，其目的在于提供一种容易制造非晶合金和纳米晶合金的合金。
本发明是一种合金，具备非晶相，合金整体的平均Fe浓度为82.0原子％～88.0原子％，合金整体的平均Cu浓度为0.4原子％～1.0原子％，合金整体的平均P浓度为5.0原子％～9.0原子％，合金整体的平均B浓度为6.0原子％～10.0原子％，合金整体的平均Si浓度为0.4原子％～1.9原子％，合金整体的平均C浓度为0原子％～2.0原子％，除Fe、Cu、P、B、Si和C以外的杂质的合金整体的平均杂质浓度为0原子％～0.3原子％，上述平均Fe浓度、上述平均Cu浓度、上述平均P浓度、上述平均B浓度、上述平均Si浓度、上述平均C浓度和上述平均杂质浓度的合计为100.0原子％。
在上述构成中，可以为如下构成：上述平均Fe浓度为83.0原子％～88.0原子％，上述平均Cu浓度为0.4原子％～0.9原子％，上述平均P浓度为5.0原子％～8.0原子％，上述平均Si浓度为0.9原子％～1.4原子％，上述平均C浓度为0原子％～0.1原子％，上述平均杂质浓度为0原子％～0.1原子％。
本发明是一种合金，具备非晶相，合金整体的平均Fe浓度为82.0原子％～88.0原子％，合金整体的平均Cu浓度为0.4原子％～0.9原子％，合金整体的平均P浓度为3.0原子％～9.0原子％，合金整体的平均B浓度为9.0原子％～12.0原子％，合金整体的平均Si浓度为1.1原子％～4.0原子％，合金整体的平均C浓度为0原子％～2.0原子％，除Fe、Cu、P、B、Si和C以外的杂质的合金整体的平均杂质浓度为0原子％～0.3原子％，上述平均Fe浓度、上述平均Cu浓度、上述平均P浓度、上述平均B浓度、上述平均Si浓度、上述平均C浓度和上述平均杂质浓度的合计为100.0原子％。
在上述构成中，可以为如下构成：上述平均Fe浓度为83.0原子％～88.0原子％，上述平均Cu浓度为0.4原子％～0.8原子％，上述平均P浓度为3.0原子％～5.0原子％，上述平均Si浓度为1.5原子％～4.0原子％，上述平均C浓度为0原子％～0.1原子％，上述平均杂质浓度为0原子％～0.1原子％。
在上述构成中，可以为具备上述非晶相和形成于上述非晶相内的多个晶相的构成。
在上述构成中，可以为仅由上述非晶相构成的构成。
根据本发明，可以提供容易制造非晶合金和纳米晶合金的合金。
附图说明
图1是表示形成纳米晶合金的热处理中的温度相对于时间的变化的示意图。
图2是纳米晶合金的截面示意图。
具体实施方式
对非晶合金和纳米晶合金的制造方法进行说明。首先，将材料的混合物熔融而得到液态金属，将该液态金属骤冷，从而形成非晶合金(前体合金)。非晶合金大致是非晶相，几乎不含晶相。即，非晶合金仅由非晶相构成。根据液态金属的骤冷的条件，非晶合金也可以包含微量的晶相。将由熔融的金属开始形成液相的温度(液相线温度)设为TL。接着对非晶合金进行热处理。
图1是表示形成纳米晶合金的热处理中的温度相对于时间的变化的示意图(热处理的温度历程的概略图)。如图1所示，在时刻t1，材料为非晶合金，温度T1例如为200℃。在从时刻t1到t2的加热期间40中，例如合金的温度以平均的加热速度45从T1上升到T2。温度T2高于作为BCC结构的铁的晶相(金属铁晶相)开始生成的温度(比第一结晶化开始温度Tx1稍低的温度)，低于化合物的晶相(化合物晶相)开始生成的温度(比第二结晶化开始温度Tx2稍低的温度)。从时刻t2到t3的保持期间42为合金的温度大致恒定的温度T2。在从时刻t3到t4的冷却期间44中，例如合金的温度以平均的冷却速度46从T2降低到T1。在图1中，加热速度45和冷却速度46是恒定的，但加热速度45、冷却速度46也可以相对于时间而发生变化。
图2是纳米晶合金的截面示意图。如图2所示，合金10具备非晶相16和形成于非晶相16内的多个晶相14。晶相14被非晶相16包围。晶相14主要是BCC结构的铁合金。合金10包含Fe、Cu、P、B和Si。有时有意或无意地包含C。有时无意地包含除Fe、Cu、P、B、Si和C以外的杂质元素。杂质例如为Ti、Al、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、W、Cr、V、Co、Ni、Mn、Ag、Zn、Sn、Pb、As、Sb、Bi、S、N、O和稀土元素中的至少一种元素。
将合金整体中的平均的Fe浓度、Cu浓度、P浓度、B浓度、Si浓度、C浓度和杂质浓度设为CFe、CCu、CP、CB、CSi、CC和CI。CFe、CCu、CP、CB、CSi、CC和CI的合计为100.0原子％。CFe、CCu、CP、CB、CSi、CC和CI对应于非晶合金和纳米晶合金的化学组成。
纳米晶合金中的晶相的尺寸(粒径)影响矫顽力等软磁特性。如果晶相的尺寸小，则矫顽力变低，软磁特性提高。因此，晶相14的球等效直径的平均值例如优选为50nm以下，更优选为30nm以下，进一步优选为20nm以下。晶相14的球等效直径的平均值例如为5nm以上。Cu成为形成晶相14的成核位点。因此，纳米晶合金包含Cu。P有助于减小晶相14。B和Si有助于形成非晶相16。为了减小晶相14，优选P多。
通过控制CB、CSi和CP之间的关系，可以减小晶相14的尺寸，降低矫顽力，软磁特性提高。在即使软磁特性提高也难以制造的情况下，产生制造成本变高等问题。在第二结晶化开始温度Tx2低的情况下，要求控制加热后的保持期间中的温度T2，有时无意地生成化合物晶相，变得难以制造。如果Tx1/TL小，则在将液态金属骤冷时，在更低温且短时间内形成晶相，形成健全的非晶相的温度变低。作为结果，为了稳定地得到健全的非晶合金，需要进一步提高液态金属的骤冷速度，变得难以稳定地制造。如此，为了容易制造，优选提高Tx2，增大Tx1/TL。
但是，迄今为止，未对矫顽力与Tx2和Tx1/TL的关系中的各元素浓度的更优选的范围进行研究。在以下的实施方式中，通过使CSi和CP的范围适当，能够降低矫顽力并使Tx2和Tx1/TL适当。
[实施方式1]
在实施方式1中，主要在矫顽力与Tx2和Tx1/TL的关系中限定各元素浓度的范围。CFe为82.0原子％～88.0原子％，CCu为0.4原子％～1.0原子％，CP为5.0原子％～9.0原子％，CB为6.0原子％～10.0原子％，CSi为0.4原子％～1.9原子％，CC为0原子％～2.0原子％，CI(杂质的总量)为0原子％～0.3原子％。
通过使CFe为82.0原子％以上，能够提高饱和磁通密度。CFe更优选为83.0原子％以上。通过提高准金属(B、P、C和Si)的浓度，能够在晶相14间更稳定地设置非晶相16。因此，CFe优选为88.0原子％以下，更优选为86.0原子％以下，进一步优选为85.0原子％以下。
在晶相14的形成初期，Cu团簇成为成核位点，形成晶相14。因此，CCu优选为0.4原子％以上，更优选为0.5原子％以上，进一步优选为0.6原子％以上。如果在晶相14和非晶相16内存在Cu团簇，则成为磁壁移动的障碍。另外，如果Cu固溶于晶相14和非晶相16，则Fe原子与Cu原子的量子力学作用变大。由此，饱和磁通密度降低。从这些观点出发，CCu优选为1.0原子％以下，更优选为0.9原子％以下，进一步优选为0.8原子％以下。
如果CP高，则晶相14变小，矫顽力变低。因此，CP优选为5.0原子％以上，更优选为5.5原子％以上，进一步优选为6.0原子％以上。为了提高CP且使CFe为83.0原子％以上，会降低CB和CSi。如果CB和CSi过低，则难以稳定地形成非晶相16。因此，CP优选为9.0原子％以下，更优选为8.5原子％以下，进一步优选为8.0原子％以下。
如果CB高，则能够稳定地形成非晶相16。另外，如由后述的实施例所理解的那样，在CB低时，如果提高CSi，则Tx1/TL变小，变得难以制造。因此，CB优选为6.0原子％以上，更优选为6.5原子％以上，进一步优选为7.0原子％以上。为了提高CB且使CFe为83.0原子％以上，会降低CP。如果CP过低，则矫顽力变高。因此，CB优选为10.0原子％以下，更优选为9.5原子％以下，进一步优选为9.0原子％以下。
如果增大CP/CB，则晶相14的尺寸变小，矫顽力变低。但是，如果CP变高，则Tx2降低，难以稳定地制造。如果提高CSi，则Tx2变高。因此，CSi优选为0.4原子％以上，更优选为0.6原子％以上，进一步优选为0.9原子％以上。为了提高CSi且使CFe为83.0原子％以上，会降低CP。如果CP过低，则矫顽力变高。因此，CSi优选为1.9原子％以下，更优选为1.6原子％以下，进一步优选为1.4原子％以下。
从上述观点出发，为了优化Tx1/TL、Tx2和矫顽力Hc的平衡，例如最优选CB－CSi为6.5原子％～9.5原子％。
优选不有意地添加C和杂质。因此，CC优选为0原子％～2.0原子％，更优选为1.0原子％以下，进一步优选为0.1原子％以下。CI优选为0原子％～0.3原子％，更优选为0.2原子％以下，进一步优选为0.1原子％以下。对于各个杂质元素，也优选为0原子％～0.10原子％，更优选为0原子％～0.02原子％。
[实施方式2]
在实施方式2中，主要在矫顽力、Tx2和Tx1/TL的关系中限定各元素浓度的范围。CFe为82.0原子％～88.0原子％，CCu为0.4原子％～0.9原子％，CP为3.0原子％～9.0原子％，CB为9.0原子％～12.0原子％，CSi为1.1原子％～4.0原子％，CC为0原子％～2.0原子％，CI(杂质的总量)为0原子％～0.3原子％。
通过使CFe为82.0原子％以上，能够提高饱和磁通密度。CFe更优选为83.0原子％以上。通过提高准金属(B、P、C和Si)的浓度，能够在晶相14间更稳定地设置非晶相16。因此，CFe优选为88.0原子％以下，更优选为86.0原子％以下，进一步优选为85.0原子％以下。
在晶相14的形成初期，Cu团簇成为成核位点，形成晶相14。因此，CCu优选为0.4原子％以上，更优选为0.5原子％以上，进一步优选为0.6原子％以上。如果在晶相14和非晶相16内存在Cu团簇，则成为磁壁移动的障碍。另外，如果Cu固溶于晶相14和非晶相16，则Fe原子与Cu原子的量子力学作用变大。由此，饱和磁通密度降低。从这些观点出发，CCu优选为0.9原子％以下，更优选为0.8原子％以下。
如果CP高，则晶相14的尺寸变小，矫顽力变低。因此，CP优选为3.0原子％以上，更优选为3.8原子％以上，进一步优选为4.0原子％以上。为了提高CP并将CFe设为83.0原子％以上，降低CB和CSi。如果CB和CSi过低，则难以稳定地形成非晶相16。因此，CP优选为9.0原子％以下，更优选为7.0原子％以下，进一步优选为5.0原子％以下。
如果CB高，则能够稳定地形成非晶相16。另外，如由后述的实施例所理解的那样，在提高CSi时，如果CB低，则Tx1/TL变小，制造变得困难。因此，CB优选为9.0原子％以上，更优选为9.5原子％以上，进一步优选为10.0原子％以上。为了提高CB且使CFe为83.0原子％以上，会降低CP。如果CP过低，则矫顽力变高。因此，CB优选为12.0原子％以下，更优选为11.5原子％以下，进一步优选为11.0原子％以下。
如果增大CP/CB，则晶相14的尺寸变小，矫顽力变低。但是，如果CP变高，则Tx2变小。如果提高CSi，则Tx2变大。因此，CSi优选为1.1原子％以上，更优选为1.3原子％以上，进一步优选为1.5原子％以上。为了提高CSi且使CFe为83.0原子％以上，会降低CP。如果CP过低，则矫顽力变高。因此，CSi优选为4.0原子％以下，更优选为3.5原子％以下，进一步优选为3.0原子％以下。
从上述观点出发，为了优化Tx1/TL、Tx2和矫顽力Hc的平衡，例如最优选CB－CSi为6.5原子％～9.5原子％。
优选不有意地添加C和杂质。因此，CC优选为0原子％～2.0原子％，更优选为1.0原子％以下，进一步优选为0.1原子％以下。CI优选为0原子％～0.3原子％，更优选为0.2原子％以下，进一步优选为0.1原子％以下。对于各个杂质元素，也优选为0原子％～0.10原子％，更优选为0原子％～0.02原子％。
[制造方法]
以下，对纳米晶合金的制造方法进行说明。实施方式的合金的制造方法不限定于下述方法。
[非晶合金的制造方法]
非晶合金的制造使用单辊法。单辊法的辊径和转速的条件是任意的。单辊法由于容易迅速冷却，因此适于非晶合金的制造。为了制造非晶合金，熔融合金的冷却速度例如优选为104℃/秒以上，优选为106℃/秒以上。也可以使用包含冷却速度为104℃/秒的期间的单辊法以外的方法。非晶合金的制造例如可以使用水雾化法或日本专利第6533352号记载的雾化法。
[纳米晶合金的制造方法]
纳米晶合金是通过非晶合金的热处理而得到的。在纳米晶合金的制造中，热处理中的温度历程影响纳米晶合金的纳米结构。例如，在如图1所示的热处理中，主要是加热速度45、保持温度T2、保持期间42的长度、冷却速度46影响纳米晶合金的纳米结构。
[加热速度]
在加热速度45快的情况下，由于能够表面生成小的Cu团簇的温度范围，因此，在结晶化初期，容易生成多个大的Cu团簇。因此，各晶相14的尺寸变小，另外，非平衡反应更容易进行，晶相14内的P、B和Cu等的浓度增加。因此，晶相14的合计量变多，饱和磁通密度增加。进而，P和Cu浓缩在晶相14附近的区域，其结果，晶相14的生长得到抑制，晶相14的尺寸变小。因此，矫顽力降低。在从200℃到保持温度T2的温度范围内，平均加热速度ΔT优选为360℃/分钟以上，更优选为400℃/分钟以上。更优选在该温度范围内以10℃间隔算出的平均加热速度也满足相同的条件。但是，在需要像层叠后的热处理那样释放伴随结晶化的热的情况下，优选减小平均加热速度。例如，作为这样的平均加热速度，可以为5℃/分钟以下。
为了降低矫顽力，P浓度CP/B浓度CB优选大。认为这是因为随着B浓度变大，容易生成小的Cu团簇。因此，为了抵消伴随该B浓度的增加的Cu团簇的微细化，优选使用CP/CB和ΔT的(CP/CB×(ΔT+20))为40℃/分钟以上，优选为50℃/分钟以上，更优选为100℃/分钟以上。进一步优选在该温度范围内以10℃间隔算出的(CP/CB×(ΔT+20))也满足相同的条件。
[保持期间的长度]
保持期间42的长度优选为可以判断结晶化充分进行的时间。为了判断结晶化充分进行，在通过差示扫描量热(DSC：Differential Scanning Calorimetry)以40℃/分钟的恒定的加热速度将纳米晶合金加热到650℃左右而得到的曲线(DSC曲线)中，确认无法观测察到与第一结晶化开始温度Tx1对应的第一峰或者该第一峰变得非常小(例如成为相同化学组成的非晶合金的DSC曲线中的第一峰的总发热量的1/100以下的发热量)。
如果结晶化(第一峰中的结晶化)接近100％，则结晶化的速度变得非常慢，在DSC中也有时无法判断结晶化充分进行。因此，保持期间的长度优选比由DSC的结果预期的长。例如，保持期间的长度优选为0.5分钟以上，更优选5分钟以上。通过充分进行结晶化，能够提高饱和磁通密度。如果保持期间过长，则有时由于原子的扩散而非晶相内的溶质元素的浓度分布发生变化。因此，保持期间的长度优选为60分钟以下，更优选为30分钟以下。
[保持温度]
保持温度T2的最高温度Tmax优选为第一结晶化开始温度Tx1－20℃以上且第二结晶化开始温度Tx2－20℃以下。如果Tmax小于Tx1－20℃，则结晶化不充分进行。如果Tmax超过Tx2－20℃，则生成化合物晶相，矫顽力大幅增加。为了抵消伴随B浓度的增加的Cu团簇的微细化，Tmax的推荐温度为Tx1+(CB/CP)×5℃以上且Tx2－20℃以下。Tmax更优选为Tx1+(CB/CP)×5+20℃以上。另外，Tmax优选为非晶相16的居里温度以上。通过提高Tmax，开始亚稳分解的温度变高，λm变大。因此，能够减少结晶化初期的Cu团簇的总数且增加大的Cu团簇。
[冷却速度]
如果开始冷却，则固溶于非晶相16的Cu析出。固溶于非晶相16的Cu原子与Fe原子通过量子力学的作用使Fe的磁化降低。由此，饱和磁通密度降低。因此，为了提高饱和磁通密度，冷却速度46优选慢。另一方面，如果冷却速度46过慢，则纳米晶合金的制造需要时间。综上所述，从合金的温度达到Tmax或Tx1+(CB/CP)×5到200℃的平均的冷却速度优选为0.2℃/秒～0.5℃/秒。从尽可能维持通过保持而得到的组织的观点、提高生产效率的观点出发，平均冷却速度例如可以为100℃/分钟以上。
[非晶合金]
实施方式1和2中的作为纳米晶合金的前体合金的非晶合金仅由非晶相构成。这里仅由非晶相构成可以在能够得到实施方式1和2的效果的范围内包含微量的晶相。
对是否仅由非晶相构成的判断方法的一个例子进行说明。使用X射线衍射装置(例如搭载计数器单色光源(counter monochromater)的Rigaku制Smartlab(注册商标)－9kW)：45kV，200mA)的衍射图案(例如X射线源：Cu－Kα射线；1步0.02°；每步的测定时间：10秒)进行判断。对于如带(ribbon)或薄带那样的板状的试样，在试样的宽度方向中心且从试样的表面离开总厚度的约1/8的距离的位置的X射线衍射装置的衍射图案中未确认到BCC结构的铁的峰的情况下，判断为非晶合金仅由非晶相构成。另外，对于如粉体那样的试样，在将表面在非活性气体气氛下酸洗至质量至少降低称量试样总质量的约0.1质量％并在其后干燥而得的试样的X射线衍射装置的衍射图案中未确认到BCC结构的铁的峰的情况下，判断为非晶合金仅由非晶相构成。
在这些情况下，在将衍射图案中的峰(BCC结构的(110)衍射线附近的峰)波形分离成非晶相和晶相(BCC结构的铁)且晶相的峰高度为非晶相的峰高度的1/20以下的情况下，判断为在X射线衍射装置的衍射图案中未确认到BCC结构的铁的峰。应予说明，BCC结构的铁的峰对(110)和(200)衍射线这两者进行确认。即使在衍射图案中未确认到BCC结构的铁的峰的情况下，在透射式电子显微镜中，也有时确认到微量的晶相。然而，这些微量的晶相的定量困难，对磁特性造成的影响也轻微，因此即使在透射式电子显微镜中确认到微量的晶相的情况下，也视为非晶合金仅由非晶相构成。
[纳米晶合金]
实施方式1和2中的纳米晶合金10具备非晶相16和形成于非晶相16内的多个晶相14。合金10内的晶相14的比例只要是可得到实施方式1和2的效果的程度即可。例如，合金10包含在上述X射线衍射装置的衍射图案中确认到BCC结构的铁的峰的程度的晶相14。例如，对于板状的试样，在利用透射式电子显微镜以30万倍的倍率观察试样的宽度方向中心且从试样表面离开总厚度的约1/8的距离的位置的情况下，对于粉状的试样，在利用透射式电子显微镜以30万倍的倍率观察从接近平均粒径的试样的表面离开直径的约1/8的距离的位置的情况下，合金10可以包含10面积％～70面积％的晶相14。如果晶相14多，则合金容易变脆，因此在卷绕时容易断裂。因此，可以根据利用形态来适当地调整晶相14的量。
实施例
如下制作样品。
[非晶合金的制造]
作为合金的起始材料，准备铁(0.01重量％以下的杂质)、硼(小于0.5重量％的杂质)、磷化三铁(小于1重量％的杂质)、铜(小于0.01重量％的杂质)之类的试剂。在由这些试剂的混合物制造纳米晶合金的过程中，预先确认未产生元素的损失、混入。对于该确认，在非晶合金和纳米晶合金中的化学元素中，通过吸光光度法决定B浓度，通过红外光谱法决定C浓度，通过高频感应耦合等离子体发光光谱分析法决定P浓度和Si浓度。Fe浓度是从100％减去除Fe以外的化学元素的合计浓度，作为剩余部分而决定的。
以成为期望的化学组成的方式制备200克的混合物。在氩气氛中的坩埚内对混合物进行加热，形成均匀的熔融金属。使熔融金属在铜模内凝固而制造铸锭。
使用单辊法由铸锭制造非晶合金。在石英坩埚内使30克的铸锭熔融，从具有10mm×0.3mm的开口部的喷嘴排出到纯铜的旋转辊。在旋转辊上形成宽度10mm、厚度20μm的非晶带作为非晶合金。通过氩气喷射将非晶带从旋转辊剥离。使用X射线衍射装置，通过上述的方法确认了非晶带为仅由非晶构成的非晶合金。
使用红外金成像炉在氩气流中进行热处理，由非晶合金制造纳米晶合金的带。热处理条件是加热速度为400℃/分钟，保持温度(热处理温度)为Tx1+20℃，保持期间的长度为1分钟，冷却速度为0.2～0.5℃/秒。对于Tx1和Tx2，由通过DSC以40℃/分钟的恒定的加热速度将非晶合金加热到650℃左右而得到的DSC曲线决定。另外，对于TL，通过差示热分析(DTA)以10℃/分钟的恒定加热速度将铸锭加热到1350℃后，以10℃/分钟的恒定加热速度进行冷却，由冷却时的最初的峰的上升温度决定。
表1是表示实施例和比较例中的化学组成(浓度)的表。
[表1]
Figure BDA0003710150410000111
表2是表示实施例和比较例中的Tx1、Tx2、最高温度Tmax、Tx1/TL×100(Tx1/TL乘以100而得的值)、饱和磁通密度Bs和矫顽力Hc的表。对于纳米晶合金的矫顽力和饱和磁通密度，分别使用直流磁化特性测定装置模型BHS－40和振动试样型磁力计PV－M10－5进行测定。
[表2]
Figure BDA0003710150410000121
Fe浓度CFe恒定为83.3原子％，Cu浓度CCu恒定为0.7原子％。在样品No.1～No.7中，使B浓度CB恒定为8.0原子％，使P浓度CP和Si浓度CSi的合计为8.0原子％，改变CP和CSi。在样品No.8～No.13中，使B浓度CB恒定为10.0原子％，使P浓度CP和Si浓度CSi的合计为6.0原子％，改变CP和CSi。在样品No.8中，使CSi为0.0原子％。在样品No.14中，使B浓度CB设为12.0原子％，使P浓度CP和Si浓度CSi的合计为4.0原子％，使CP和CSi分别为4.0原子％和0.0原子％。
样品No.1相当于实施例1，样品No.2～No.8分别相当于比较例1～7，样品No.9～No.11分别相当于实施例2～4，样品No.12～No.14分别相当于比较例8～No.10。实施例1和2相当于实施方式1的实施例，实施例3和4相当于实施方式2的实施例。
参照表1和2，首先，对CSi为0.0原子％的样品No.8与No.14进行比较时，CP高的样品No.8的矫顽力Hc比No.14低。对样品No.1～No.5与样品No.9～No.13的相同的CSi的样品进行比较时，CP高的样品No.1～No.5的矫顽力Hc低。认为这是因为由于P而晶相的尺寸变小。
但是，如果CP变高，则Tx2变低。例如在样品No.1、No.8和No.14中，Tx2为520℃左右。如果Tx2低，则Tmax与Tx1的差变小，难以控制温度，或容易生成化合物晶相，或难以控制组织。因此，通过加入Si，能够提高Tx2。如果CSi过高，则Hc变高。
为了使矫顽力Hc低于5.0A/m、使Tx2高于515℃且使Tx1/TL×100大于36，CP优选为5.0原子％以上，更优选为6.0原子％以上。CSi优选为0.4原子％以上，更优选为0.5原子％以上，进一步优选为0.7原子％以上。CSi优选为1.9原子％以下，更优选为1.4原子％以下，进一步优选为1.0原子％以下。
为了使矫顽力Hc低于8.0A/m、使Tx2高于540℃且使Tx1/TL×100大于38，CP优选为3.0原子％以上，优选为3.6原子％以上。CSi优选为1.1原子％以上，更优选为1.5原子％以上，进一步优选为2.0原子％以上。CSi优选为4.0原子％以下，更优选为3.5原子％以下。
以上，对发明的优选的实施例进行了详细说明，但本发明不限定于上述特定的实施例，可以在专利请求保护的范围所记载的本发明的主旨的范围内进行各种变形·变更。
符号说明
10 合金
14 晶相
16 非晶相

Claims (6)

1.一种合金，具备非晶相，
合金整体的平均Fe浓度为82.0原子％～88.0原子％，
合金整体的平均Cu浓度为0.4原子％～1.0原子％，
合金整体的平均P浓度为5.0原子％～9.0原子％，
合金整体的平均B浓度为6.0原子％～10.0原子％，
合金整体的平均Si浓度为0.4原子％～1.9原子％，
合金整体的平均C浓度为0原子％～2.0原子％，
除Fe、Cu、P、B、Si和C以外的杂质的合金整体的平均杂质浓度为0原子％～0.3原子％，
所述平均Fe浓度、所述平均Cu浓度、所述平均P浓度、所述平均B浓度、所述平均Si浓度、所述平均C浓度和所述平均杂质浓度的合计为100.0原子％。
2.根据权利要求1所述的合金，其中，
所述平均Fe浓度为83.0原子％～88.0原子％，
所述平均Cu浓度为0.4原子％～0.9原子％，
所述平均P浓度为5.0原子％～8.0原子％，
所述平均Si浓度为0.9原子％～1.4原子％，
所述平均C浓度为0原子％～0.1原子％，
所述平均杂质浓度为0原子％～0.1原子％。
3.一种合金，具备非晶相，
合金整体的平均Fe浓度为82.0原子％～88.0原子％，
合金整体的平均Cu浓度为0.4原子％～0.9原子％，
合金整体的平均P浓度为3.0原子％～9.0原子％，
合金整体的平均B浓度为9.0原子％～12.0原子％，
合金整体的平均Si浓度为1.1原子％～4.0原子％，
合金整体的平均C浓度为0原子％～2.0原子％，
除Fe、Cu、P、B、Si和C以外的杂质的合金整体的平均杂质浓度为0原子％～0.3原子％，
所述平均Fe浓度、所述平均Cu浓度、所述平均P浓度、所述平均B浓度、所述平均Si浓度、所述平均C浓度和所述平均杂质浓度的合计为100.0原子％。
4.根据权利要求3所述的合金，其中，
所述平均Fe浓度为83.0原子％～88.0原子％，
所述平均Cu浓度为0.4原子％～0.8原子％，
所述平均P浓度为3.0原子％～5.0原子％，
所述平均Si浓度为1.5原子％～4.0原子％，
所述平均C浓度为0原子％～0.1原子％，
所述平均杂质浓度为0原子％～0.1原子％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的合金，其具备所述非晶相和形成于所述非晶相内的多个晶相。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的合金，其仅由所述非晶相构成。
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