JP2010189761A

JP2010189761A - 軟磁性合金薄帯及びその製造方法、並びに軟磁性合金薄帯を有する磁性部品

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Publication number: JP2010189761A
Application number: JP2010010477A
Authority: JP
Inventors: Motoki Ota; 元基太田; Katsuto Yoshizawa; 克仁吉沢
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2009-01-20
Filing date: 2010-01-20
Publication date: 2010-09-02
Anticipated expiration: 2030-01-20
Also published as: US20110272065A1; JP5327074B2; DE112010000836T5; CN102282633A; WO2010084888A1; US9222145B2; CN102282633B

Abstract

【課題】高飽和磁束密度及び低磁心損失のみならず、優れた絶縁性、耐食性及び靭性を有する軟磁性合金薄帯を提供する。
【解決手段】 Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x，y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した母相を有する軟磁性合金薄帯であって、表面から深さ30〜130 nmの範囲に前記母相よりB濃度が高い非晶質層を有する軟磁性合金薄帯。
【選択図】図1

Description

本発明は、高飽和磁束密度及び低磁心損失のみならず、優れた絶縁性、耐食性及び靭性を有する軟磁性合金薄帯及びその製造方法、並びに軟磁性合金薄帯を有する磁性部品に関する。

各種のトランス、リアクトル・チョークコイル、ノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、モータ、発電機等に用いられる軟磁性材料には、珪素鋼、フェライト、非晶質合金、Fe基ナノ結晶合金等がある。珪素鋼は安価で磁束密度が高いが、高周波の用途では磁心損失が大きく、かつ非晶質薄帯のように薄く形成するのが難しい。フェライトは飽和磁束密度が低いために、動作磁束密度が大きなハイパワーの用途では磁気的に飽和しやすい。Co基非晶質合金は高価な上に、実用的な組成では飽和磁束密度が1 T以下と低いのでハイパワーの用途に使用すると部品が大きくなり、また熱的に不安定であるため経時変化により磁心損失が増加する。

安価なFeを主成分とする非晶質合金として、特許文献1は、(Fe_aSi_bB_cC_d)_100-xSn_x（ただし、原子％でa＝0.80〜0.86、b＝0.01〜0.12、c＝0.06〜0.16、d＝0.001〜0.04、a＋b＋c＋d＝1、及びx＝0.05〜1.0）により表される組成を有し、優れた軟磁気特性（大きな磁束密度、低い保磁力及び良好な角形性）を有するトランス磁心用のFe基非晶質合金を開示している。しかし、このFe基非晶質合金は、原子間距離、配位数及びFe濃度により決まる飽和磁束密度の理論的上限が1.65 Tと低く、大きな磁歪を有し、応力により特性が劣化し、可聴周波数帯ではS／N比が悪い。Fe基非晶質合金の飽和磁束密度を増加させるため、Feの一部をCo、Ni等で置換することも提案されたが、高コストの割に効果が小さい。

特許文献2は、(Fe_1-aCo_a)_100-x-y-z-αCu_xSi_yB_zM'_α（ただし、M'はNb、W、Ta、Zr、Hf、Ti及びMoからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であり、a、x、y、z及びαはそれぞれ原子％で0≦a≦0.3、0.1≦x≦3、3≦y≦6、4≦z≦17、10≦y＋z≦20、及び0.1≦α≦5の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、組織の50％以上が平均粒径1000オングストローム以下の結晶粒からなる軟磁性Fe基ナノ結晶合金を開示している。しかしこのFe基ナノ結晶合金は非晶質合金を作製した後に熱処理により微細結晶化したものであるので、1.5 T程度の飽和磁束密度しか有さない。

Fe基ナノ結晶合金薄帯の製造方法として、特許文献3は、10原子％以下のBを含むFe基合金の溶湯を冷却ロール上に注湯し、得られた非晶質リボンを100〜300℃の温度範囲で冷却ロールから剥離させ、次いで結晶化温度以上（例えば550℃）で熱処理する方法を開示している。しかし特許文献3は熱処理雰囲気を記載していない。急冷及び剥離を不活性ガス雰囲気中で行っているので、熱処理も不活性ガス雰囲気中で行うと考えるのが妥当である。

また特許文献4は、(Fe_aSi_bB_cC_d)_100-xP_x（ただし、a、b、c及びdはそれぞれ原子％で70≦a≦86、1≦b≦19、7≦c≦20、0.02≦d≦4、及びa＋b＋c＋d＝100の条件を満たす数であり、xは重量％で0.003≦x≦0.1の条件を満たす数である。）により表される組成を有する合金の溶湯を、スロットノズルより移動中の冷却基板上に噴出させて急冷凝固させ、板厚が30μm以下の非晶質薄帯を製造した後で、アニールすることによりFe基ナノ結晶合金薄帯を製造する方法であって、合金の融点から150〜320℃の温度範囲までの平均冷却速度を少なくとも10³℃／秒とし、150℃〜320℃の温度になった時に薄帯を冷却基板から剥離する方法を開示している。アニール条件は360℃で１時間である。特許文献4もアニール雰囲気を記載していない。急冷を不活性ガス雰囲気中で行っているので、アニールも不活性ガス雰囲気中で行うと考えるのが妥当である。

特許文献5は、Fe基合金の溶湯を急冷凝固することにより、平均粒径が50 nm以下のα-Fe結晶相が非晶質相中に析出した混相組織を有し、180°の曲げが可能な薄帯を作製し、前記薄帯をα-Fe結晶相の結晶化温度より高い温度で熱処理することにより軟磁性薄帯を製造する方法を開示している。しかしこの軟磁性薄帯の飽和磁束密度は1.6 T程度と満足ではなかった。

特許文献6は、Fe_100-x-yA_xX_y（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはB，Si，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x及びyはそれぞれ原子％で0≦x≦5、及び10≦y≦24の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、薄帯の表面から120 nm超の深さでは平均粒径が60 nm以下の体心立方構造の結晶粒が非晶質中に30％以上の体積分率で分散した母相組織を有し、かつ薄帯の表面から120 nm以内の深さでは非晶質層を有する軟磁性Fe基合金薄帯を開示している。この軟磁性Fe基合金薄帯は、Fe基合金の溶湯を急冷することにより、非晶質中に平均粒径30 nm以下の微細結晶粒が30％未満の体積分率で析出したFe基合金薄帯を作製し、このFe基合金薄帯に300℃以上の温度域での平均昇温速度が100℃／分以上の熱処理を施すことにより製造される。この軟磁性Fe基合金薄帯は1.7 T以上と高い飽和磁束密度及び低い保磁力を有する。

特許文献6は、熱処理は大気中、真空中、Ar、窒素ヘリウム等の不活性ガス中で行うことができるが、特に不活性ガス中で行うことが望ましいと記載している。しかしながら、大気中熱処理の実施例はない。非晶質中に平均粒径30 nm以下の微細結晶粒が30％未満の体積分率で析出したFe基合金薄帯を大気中で熱処理すると、表面に形成される酸化皮膜が厚くなり過ぎ、絶縁性は高くなるが、肝心の飽和磁束密度が低下する傾向にあるという問題がある。

特開平5-140703号公報特開平1-156451号公報特開2001-252749号公報特許第3639689号公報特開2006-40906号公報特開2008-231533号公報

従って本発明の目的は、高飽和磁束密度及び低磁心損失のみならず、優れた絶縁性、耐食性及び靭性を有する軟磁性合金薄帯、及びその製造方法、並びにこれを用いた磁性部品を提供することである。

本発明の軟磁性合金薄帯は、Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x，y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した母相を有し、表面から深さ30〜130 nmの範囲に前記母相よりB濃度が高い非晶質層を有することを特徴とする。ここで、「層」は明瞭な境界で区分けされたものではなく、所定の条件を満たす厚さ方向の範囲を意味する。

前記高B濃度非晶質層におけるB量は前記母相におけるB量より0.5原子％以上多いのが好ましい。

本発明の軟磁性合金薄帯は、表面から深さ50 nmまでの間に表面よりCu濃度が低い層を有するのが好ましい。前記低Cu濃度層におけるCu量は前記母相におけるCu量の50％未満であるのが好ましい。

前記元素XはSi及び／又はPであるのが好ましい。

Feの一部を合計1.5原子％以下の範囲でNi，Mn，Co，V，Cr，Ti，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及びWから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。

本発明の磁性部品は上記軟磁性合金薄帯のいずれかからなることを特徴とする。

Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x，y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した母相を有し、表面から深さ30〜130 nmの範囲に前記母相よりB濃度が高い非晶質層を有する軟磁性合金薄帯を製造する本発明の方法は、(1) 前記組成を有する合金の溶湯を回転する冷却ロール上に噴出することにより急冷し、非晶質相中に平均粒径30 nm以下の微細結晶核が0％超え30％未満の体積分率で分散した母相を有する初期微結晶合金薄帯を形成し、その際前記初期微結晶合金薄帯を170〜350℃の温度に達したときに前記冷却ロールから剥離し、次いで(2) 前記初期微結晶合金薄帯に低濃度の酸素含有雰囲気中で熱処理を施すことを特徴とする。

上記熱処理工程(2) において、熱処理雰囲気の酸素濃度は6〜18％であるのが好ましい。

急冷により形成された初期微結晶合金薄帯を熱処理することにより得られる本発明の軟磁性合金薄帯は、耐ヒートショック性に優れた表面酸化皮膜に接する合金層の表面域内に高B濃度非晶質層を有するので、高飽和磁束密度及び低磁心損失のみならず、優れた絶縁性、耐食性及び靭性を有する。

本発明の軟磁性合金薄帯の表面域のミクロ組織を示す概略図である。 Fe_bal.Cu_1.3Si₅B₁₁の組成を有する実施例1の試料1-18の軟磁性合金薄帯において、Fe，B，Si及びCuの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_bal.Cu_1.3Si₅B₁₁の組成を有する実施例1の試料1-18の軟磁性合金薄帯において、Oの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_bal.Cu_1.3Si₅B₁₁の組成を有する比較例1の試料2-10の軟磁性合金薄帯において、Fe，B，Si及びCuの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_bal.Cu_1.3Si₅B₁₁の組成を有する比較例1の試料2-10の軟磁性合金薄帯において、Oの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_bal.Cu_1.6Si₉B₁₁の組成を有する実施例1の試料1-1の軟磁性合金薄帯において、Fe，B，Si及びCuの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_bal.Cu_1.6Si₉B₁₁の組成を有する実施例1の試料1-1の軟磁性合金薄帯において、Oの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_balCu₁Ni₁Nb₁Si₄B₁₂の組成を有する実施例2の試料3-1の軟磁性合金薄帯において、Fe，B，Si，Cu，Nb及びNiの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_balCu₁Ni₁Nb₁Si₄B₁₂の組成を有する実施例2の試料3-1の軟磁性合金薄帯において、Oの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_balCu₁Nb₁Si₄B₁₂の組成を有する実施例2の試料3-2の軟磁性合金薄帯において、Fe，B，Si，Cu及びNbの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。 Fe_balCu₁Nb₁Si₄B₁₂の組成を有する実施例2の試料3-2の軟磁性合金薄帯において、Oの濃度分布と深さとの関係を示すグラフである。

[1] 軟磁性合金薄帯
(1) 組成
本発明の軟磁性合金薄帯は、Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x，y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有する。1.7 T以上の飽和磁束密度Bsを有するためには、bcc-Feの微細結晶（ナノ結晶）を有する組織となる必要があり、そのためにはFe濃度が高いことが必要である。具体的には、Fe濃度は75原子％以上が必要であり、好ましくは77原子％以上である。

上記組成範囲内で、0.3≦x≦2.0、10≦y≦20、及び1≦z≦10で表される領域では、飽和磁束密度は1.74 T以上である。さらに、0.5≦x≦1.5、10≦y≦18、及び2≦z≦9で表される領域では、飽和磁束密度は1.78 T以上である。その上、0.5≦x≦1.5、10≦y≦16、及び3≦z≦9で表される領域では、飽和磁束密度が1.8 T以上である。

軟磁性と1.7 T以上の飽和磁束密度Bsを両立させるために、この合金組成は、高いFe濃度でも安定的に非晶質相が得られるFe-B-Si系を基本とし、核生成元素を含有する。具体的には、非晶質相を主相とする薄帯が安定的に得られるFe濃度が88原子％以下のFe-B-Si組成の合金に、Feと非固溶であるCu及び／又はAuを添加することにより微細結晶核を析出させ、その後の熱処理により均質に微細結晶粒を成長させる。

A元素の量xが少なすぎると微結晶化が難しく、逆に5原子％を超えると溶湯の急冷により得られる非晶質相を主相とする薄帯が脆化する。A元素の量xは0.3〜2が好ましく、0.5〜1.6がより好ましく、1〜1.5が最も好ましく、1.2〜1.5が特に好ましい。A元素としてはコスト的にCuが好ましい。Auを含有する場合、Fe量の1.5原子％以下とするのが好ましい。

B（ボロン）は非晶質相の形成を促進する元素である。Bが10原子％未満であると非晶質相を主相とする薄帯を得るのが困難であり、22原子％を超えると飽和磁束密度が1.7 T未満となる。従って、10≦y≦22（原子％）の条件を満たすと、飽和磁束密度を高く維持しつつ非晶質相が安定して得られる。Bの量yは好ましくは12〜20であり、より好ましくは12〜18であり、最も好ましくは12〜16である。

X元素（特にSi）の添加により結晶磁気異方性の大きいFe-B又はFe-P（Pを添加した場合）が析出する温度が高くなるため、熱処理温度を高くできる。高温の熱処理を施すことにより微結晶相の割合が増え、Bsが増加し、B-H曲線の角形性が改善されるとともに、薄帯表面の変質又は変色を抑えることもできる。X元素のうちSiは8原子％以上であるのが好ましい。X元素の量zが1原子％未満であると非晶質相を主相とする薄帯を得るのが困難であり、また10原子％を超えるとBsが1.7 T未満となる。X元素の量zは好ましくは2〜9であり、より好ましくは3〜8であり、最も好ましくは4〜7である。

X元素のうちPは非晶質相の形成能を向上させる元素であり、微細結晶粒の成長を抑える。またPはBの酸化皮膜への偏析を抑える。そのため、Pは高靭性、高Bs及び良好な軟磁気特性の実現に好ましい。Pの含有により、例えば軟磁性合金薄帯を半径1 mmの丸棒に巻きつけても割れが発生しなくなる。この効果はナノ結晶化の熱処理の昇温速度に係わらず得られる。X元素として他の元素S，C，Al，Ge，Ga及びBeも用いることができる。これらの元素の含有により磁歪及び磁気特性を調整できる。X元素はまた表面に偏析しやすく、強固な酸化皮膜の形成に有効である。

Feの一部をNi，Mn，Co，V，Cr，Ti，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及びWから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。これらの元素のうち、Ni，Mn，Co，V及びCrはB濃度の高い領域を表面側に移動させる効果を有し、表面に近い領域から母相に近い組織とし、もって軟磁性合金薄帯の軟磁気特性（透磁率、保磁力等）を高める。またA元素及びメタロイド元素とともに熱処理後も残留する非晶質相に優先的に入るため、Fe濃度の高い微細結晶粒の成長を抑制し、微細結晶粒の平均粒径を低下させ、もって飽和磁束密度Bs及び軟磁気特性を改善する。特にFeの一部をA元素にともにFeに固溶するCo又はNiで置換すると、添加し得るA元素の量が増加し、もって結晶組織の微細化が促進され、軟磁気特性が改善される。またTi，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及びWも同様にA元素及びメタロイド元素とともに熱処理後も残留する非晶質相に優先的に入るため、飽和磁束密度Bs及び軟磁気特性の改善に寄与する。一方、原子量の大きいこれらの元素が多すぎると、単位重量当たりのFeの含有量が低下して軟磁気特性が悪化する。これらの元素は総量で3原子％以下とするのが好ましい。特にNb及びZrの場合、含有量は合計で2.5原子％以下が好ましく、1.5原子％以下がより好ましい。Ta及びHfの場合、含有量は合計で1.5原子％以下が好ましく、0.8原子％以下がより好ましい。

Feの一部をRe、Y、Zn、As、Ag、In、Sn、Sb、白金族元素、Bi、N、O、及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても、上記の効果が得られる。これらの元素の含有量は総量で5原子％以下が好ましく、2原子％以下がより好ましい。特に高い飽和磁束密度を得るためには、これらの元素の総量は1.5原子％以下が好ましく、1.0原子％以下がより好ましい。

(2) 表面域の組織
本発明の軟磁性合金薄帯、特にSiを含む系では、急冷時に表面に高Si濃度酸化物層が形成される。その後の酸素含有雰囲気中でのナノ結晶化熱処理によりSi及びFeが表面域に拡散し、図1に概略的に示すように、母相側から順に高Si濃度酸化物層、高Fe濃度酸化物層及びSi＋Fe酸化物層からなる全体で約30 nmと厚い酸化皮膜が形成される。酸化皮膜とナノ結晶母相との間には、酸化皮膜側から順にナノ結晶層、高B濃度非晶質層、及び場合により粗大ナノ結晶層がある。この表面域組織により良好な軟磁気特性とともに優れた絶縁性及び耐食性が得られると言えるが、この組織を得るにはB濃度が高い安定な非晶質層の形成が最も重要である。

酸素含有雰囲気中でのナノ結晶化熱処理により多くのFe及びSiが表面に向かって拡散し、母相側から順に高Si濃度酸化物層、高Fe濃度酸化物層及びSi＋Fe酸化物層からなる酸化皮膜が形成される。酸化皮膜は合金の絶縁性及び耐食性を向上させる重要な役割を有し、特に絶縁性は巻磁心や積層コアの薄帯間の渦電流損失を低減させるのに非常に重要である。酸素含有雰囲気中でのナノ結晶化熱処理により多くのBも表面に向かって拡散する。BはSiに取り込まれ易いので、B濃度は高Si濃度酸化物層及びSi＋Fe酸化物層では上昇するが、その分高Fe濃度酸化物層では顕著に低下し、低B濃度層が形成される。低B濃度層におけるB濃度は平均1原子％以下であり、表面から深さ10 nmまでの酸化皮膜中のB/Feの原子比は1/20以下であり、好ましくは1/40以下である。

一方、酸化皮膜とナノ結晶母相（合金組成とほぼ同じB濃度を有し、優れた軟磁気特性を有するが低靭性である。）との間には、酸化皮膜側から順にナノ結晶層及び非晶質層が形成され、Bは非晶質層に多く取り込まれる。その結果、非晶質層は母相より0.5原子％以上高いB濃度を有する。この高B濃度非晶質層（Fe-Bを含有する）は微細結晶粒（bcc-Feを主体とする）より小さい熱膨張係数を有し、ヒートショックを和らげ、軟磁性合金薄帯に靱性を付与する。このように本発明の軟磁性合金薄帯は、高い絶縁性及び耐食性を有する酸化皮膜と、高い靭性及びヒートショック緩和作用を有する高B濃度非晶質層と、優れた軟磁気特性及び高飽和磁束密度Bsを有するナノ結晶母相とからなる傾斜機能構造を有するために、高耐食性、高絶縁性、高靭性、高飽和磁束密度及び低磁心損失を兼ね備える。

熱処理雰囲気が酸素を十分に含有しない場合、Fe及びSiの拡散が不十分であり、Bの拡散も抑制されるので、酸化皮膜中のB濃度が低いだけでなく、高B濃度非晶質層も形成されない。そのため結晶粒が粗大化し、実効結晶磁気異方性が大きくなり、軟磁気特性が悪化し、十分に高い靭性も得られない。

CuはFeと混合熱が正であるため、10原子％以上のFeを含有する酸化皮膜を避けるようにCuは合金層の表面付近に多く偏析し、酸化皮膜内に低Cu濃度層が形成される。低Cu濃度層のCu濃度は平均2原子％以下であり、表面から深さ10 nmまでの酸化皮膜中のCu/Feの原子比は1/10以下であり、好ましくは1/20以下である。

(3) 母相の組織
熱処理後の母相は、平均粒径60 nm以下の体心立方（bcc）構造の微細結晶粒が30％以上の体積分率で非晶質相中に分散した組織を有する。微細結晶粒の平均粒径が60 nmを超えると軟磁気特性が低下する。微細結晶粒の体積分率が30％未満では、非晶質の割合が多すぎ、飽和磁束密度が低い。熱処理後の微細結晶粒の平均粒径は40 nm以下が好ましく、30 nm以下がより好ましい。また熱処理後の微細結晶粒の体積分率は50％以上が好ましく、60％以上がより好ましい。60 nm以下の平均粒径及び30％以上の体積分率で、Fe基非晶質合金より磁歪が低く軟磁性に優れた合金薄帯が得られる。同組成のFe基非晶質合金薄帯は磁気体積効果により比較的大きな磁歪を有するが、bcc-Feを主体とする微細結晶粒が分散した本発明の軟磁性合金薄帯は磁気体積効果により生じる磁歪がはるかに小さく、ノイズ低減効果が大きい。

[2] 製造方法
(1) 合金溶湯
Fe及び半金属元素を含む合金溶湯は、Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x、y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有する。A元素としてCuを使用した場合を例にとって、本発明の製造方法を以下詳細に説明する。

(2) 溶湯の急冷
溶湯の急冷は単ロール法により行うことができる。溶湯温度は合金の融点より50〜300℃高いのが好ましく、例えば微細結晶核が析出した厚さ数十μｍの薄帯を製造する場合、1300℃の溶湯をノズルから冷却ロール上に噴出させるのが好ましい。単ロール法における雰囲気は、合金が活性な金属を含まない場合は大気又は不活性ガス（Ar、窒素等）であり、活性な金属を含む場合は不活性ガス（Ar、He、窒素等）又は真空である。表面に酸化皮膜を形成するために、溶湯の急冷を酸素ガス含有雰囲気（例えば大気）中で行うのが好ましい。

冷却ロールの周速は15〜50 m/s程度が好ましい。冷却ロールの材質は、熱伝導が良好な純銅、又はCu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Cr等の銅合金が適している。大量生産の場合、又は厚い薄帯又は広幅の薄帯を製造する場合には、冷却ロールを水冷するのが好ましい。冷却速度に応じて合金のミクロ組織に差が生じることがあるので、鋳造中にロールの温度変化を小さくする必要がある。

(3) 剥離温度
急冷した合金薄帯と冷却ロールとの間にノズルから不活性ガス（窒素等）を吹き付けることにより、合金薄帯を冷却ロールから剥離する。合金薄帯の剥離温度は不活性ガスを吹き付けるノズルの位置（剥離位置）を変えることにより調整できる。剥離温度は170〜350℃であり、好ましくは200〜340℃であり、より好ましくは250〜330℃である。剥離温度が170℃未満であると、急冷が進んで合金組織がほぼ非晶質となり、Cuの凝集、Cuクラスターの形成、及び微細結晶核の析出に至らず、初期微結晶合金が得られない。ロール上での冷却速度が適正な場合、薄帯の表面域は急冷によりCu量が減って微細結晶核が生成されないが、内部では冷却速度が比較的遅いためにCu量が表面域より多く分布し、微細結晶核が均質に生成される。その結果、内部の母相より高いB濃度の（Feに対するBの割合が大きい）層が表面域（深さ30〜130 nm）に形成される。表面近傍の高B濃度の非晶質層により、初期微結晶合金薄帯は良好な靭性を有する。剥離温度が350℃超であると、Cuによる結晶化が進み過ぎ、表面近傍に高B濃度非晶質層が形成されないので、十分な靭性が得られない。

剥離した初期微結晶合金薄帯の内部はまだ比較的高温であるので、さらなる結晶化を防止するために、巻き取る前に初期微結晶合金薄帯を十分に冷却する。具体的には、剥離した初期微結晶合金薄帯に不活性ガス（窒素等）を吹き付け続けるなどして、実質的に室温まで冷却した後巻き取る。

(4) 初期微結晶合金薄帯
初期微結晶合金薄帯は、平均粒径が0 nm超〜30 nm以下の微細結晶核が非晶質相中に0％超〜30％未満の体積分率で分散した組織を有する。微細結晶核の平均粒径が30 nm超であると、熱処理により微細結晶核が粗大化しすぎ、軟磁気特性が劣化する。優れた軟磁気特性を得るためには、微細結晶核の平均粒径は25 nm以下が好ましく、20 nm以下がより好ましい。ただし、非晶質相中に微細結晶核が存在する必要があるので、微細結晶核の平均粒径は0.5 nm以上であるのが好ましく、2 nm以上であるのがより好ましい。初期微結晶合金薄帯に生成したこのような平均粒径を有する微細結晶核の体積分率は一般に0％超〜30％未満の範囲内にある。微細結晶核の体積分率が30％以上となると平均粒径も30 nm超となる傾向がある。一方、微細結晶核がないと（完全に非晶質であると）、かえって熱処理により粗大結晶粒生成し易い。また微細結晶核の体積分率が30％以上であると合金薄帯は十分な靭性を有さず、後工程でのハンドリングが困難である。

微細結晶核間の平均距離（重心間の距離）は50 nm以下が好ましい。この場合、微細結晶核の磁気異方性が平均化され、実効結晶磁気異方性が低下する。微細結晶核間の平均距離が50 nmを超えると、磁気異方性の平均化の効果が薄れ、実効結晶磁気異方性が高くなり、軟磁気特性が悪化する。

微細結晶核の生成は合金の冷却速度と密接に関連する。冷却過程でCuは熱拡散により凝集してクラスターを形成し、初期微結晶核となる。従って、冷却速度が比較的高い表面域では短時間で冷却するため熱拡散が起きにくく、微細結晶核が生成しにくい。その結果、表面の酸化皮膜の下に非晶質層を介して初期微結晶相（母相）が形成される。

(5) 熱処理
初期微結晶合金薄帯を低濃度の酸素含有雰囲気中で熱処理することにより、(a) 微細結晶核が成長して60 nm以下の平均粒径を有する微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した母相組織が得られるとともに、(b) 酸化に応じた量のSi及びFeが表面に向かって拡散し、図1に示すようにSi及びFeを主体とする酸化皮膜（表面から順にSi＋Fe酸化物層、高Fe濃度酸化物層及び高Si濃度酸化物層を有する）が形成される。微細結晶粒は体心立方構造のFe（bcc-Fe）を主体し、軟磁性合金薄帯の飽和磁束密度を上昇させるとともに、磁歪を低下させる。また酸化皮膜は低B濃度層及び低Cu濃度層を有する。

Feとの混合熱が正のBも表面に向かって拡散するが、酸化皮膜と接する合金層の表面にCuが多く分布するために、そこにナノ結晶層が形成され、その下の領域（表面から深さ30〜130 nm）に高B濃度非晶質層が形成される。高B濃度非晶質層中のBの濃度は母相より0.5原子％以上高く、さらに好ましくは1原子％以上高い。高B濃度非晶質層を有することにより、軟磁性合金薄帯は良好な軟磁気特性とともに高靭性を有する。

昇温速度、最高温度及び熱処理時間の3つのパラメータを調整することにより、核生成及び結晶粒成長を制御できる。熱処理には、高温高速で行う場合と低温低速で行う場合とがある。

(a) 高温高速熱処理
高温高速熱処理の方が一般的に必要な磁気特性を得やすい。初期微結晶合金薄帯を100℃／分以上の最大昇温速度で最高温度まで加熱し、最高温度に1時間以下保持する熱処理を施すことにより、平均粒径60 nm以下の微細結晶粒を有する組織を含有し、低保磁力で、低磁場での磁束密度が高く、かつヒステリシス損失が少ない軟磁性合金薄帯が得られる。最高温度までの平均昇温速度は100℃／分以上が好ましい。300℃以上の高温域での昇温速度は軟磁性合金薄帯の磁気特性に大きな影響を与えるため、300℃以上での平均昇温速度は100℃／分以上が好ましい。

熱処理の最高温度は（T_X2−50）℃以上（T_X2は化合物の析出温度である。）とするのが好ましく、具体的には430℃以上が好ましい。430℃未満であると、微細結晶粒の析出及び成長が不十分である。最高温度の上限は500℃（T_X2）以下であるのが好ましい。最高温度の保持時間が1時間超でもナノ結晶化はあまり変わらず、生産性が低い。保持時間は好ましくは30分以下であり、より好ましくは20分以下であり、最も好ましくは15分以下である。このような高温熱処理でも、短時間であれば結晶粒成長を抑制するとともに化合物の生成を抑えることができ、保磁力が低下し、低磁場での磁束密度が向上し、ヒステリシス損失が減少する。

昇温速度及び最高温度の段階的変化により結晶核の生成を制御することができる。結晶化温度未満の温度に十分な時間保持した後、結晶化温度以上の温度で1時間以下と短い時間保持する熱処理を行うと、均質で微細な結晶組織が得られる。これは、結晶粒同士が互いの成長を抑制し合うためであると考えられる。例えば、約250℃に1時間超保持した後、300〜430℃の間100℃／分以上の昇温速度で昇温し、430℃〜500℃の最高温度で1時間以下保持するのが好ましい。

(b) 低温低速熱処理
初期微結晶合金薄帯を約350℃以上〜430℃未満の最高温度に1時間以上保持する。量産性の観点から、保持時間は24時間以下が好ましく、4時間以下がより好ましい。保磁力の増加を抑制するため、平均昇温速度は0.1〜200℃／分が好ましく、0.1〜100℃／分がより好ましい。この熱処理により角形性の高い軟磁性合金薄帯が得られる。

(c) 熱処理雰囲気
Si，Fe，B及びCuを表面側に拡散させることにより所望の層構成を有する酸化皮膜を形成するために、熱処理雰囲気の酸素濃度は6〜18％であり、好ましくは7〜16％であり、より好ましくは8〜15％であり、最も好ましくは9〜13％である。熱処理雰囲気は窒素、Ar、ヘリウム等の不活性ガスと酸素との混合ガスが好ましい。熱処理雰囲気の酸素濃度が6％未満であると、表面酸化が不十分で、所望の層構成を有する酸化皮膜が得られない。一方、熱処理雰囲気の酸素濃度が18％超であると、軟磁性合金薄帯の湾曲度（湾曲半径により表される）が大きくなる。熱処理により生成された酸化皮膜と合金との熱膨張率差により軟磁性合金薄帯は湾曲するが、一般に酸化皮膜が厚くなるに従って湾曲度が大きくなる（湾曲半径が小さくなる）。従って、湾曲度は酸化皮膜の厚さを示すパラメータであると言うことができる。湾曲度が小さければ（湾曲半径が大きければ）、軟磁性合金薄帯は比較的平坦でハンドリングが容易である。一方、湾曲度が大きければ（湾曲半径が小さければ）、軟磁性合金薄帯のハンドリングが困難になるだけでなく、巻回又は積層したときの体積率が低下する。

6〜18％の酸素含有雰囲気中での熱処理により、表面から深さ約30 nm までに低B濃度層及び低Cu濃度層を有する酸化皮膜が形成されるとともに、深さ約30〜130 nmの範囲に高B濃度非晶質層が形成される。薄帯の表面には表面張力を下げるSiが偏析しやすいが、Feも偏析するので、酸化皮膜中のB及びCu濃度が相対的に低い。熱処理雰囲気の露点は−30℃以下が好ましく、−60℃以下がより好ましい。

(d) 磁場中熱処理
磁場中熱処理により軟磁性合金薄帯に誘導磁気異方性を付与することができる。良好な誘導磁気異方性を付与するために、昇温中、最高温度の保持中及び冷却中も磁場を印加した方が好ましい。磁場中熱処理により高角形比又は低角形比の直流ヒステリシスループを有する軟磁性合金薄帯が得られる。磁場を印加しない熱処理の場合、軟磁性合金薄帯は中程度の角形比の直流ヒステリシスループを有する。

磁場は熱処理中の少なくとも一部の期間（200℃以上の温度範囲）に20分以上印加するのが好ましい。磁場は合金を飽和させるのに十分な強さを有する必要があり、薄帯磁心の形状にも依るが、一般に薄帯の幅方向(環状磁心の場合、磁心の高さ方向)に印加する場合は8 kAｍ^-1以上であり、長手方向（環状磁心の場合、円周方向）に印加する場合は80 Aｍ^-1以上である。磁場は直流、交流、パルス磁場のいずれでも良い。

(6) 表面処理
本発明の軟磁性合金薄帯はFe及びSiを含む酸化皮膜を有するが、必要に応じてSiO₂、MgO、Al₂O₃等の酸化物で被覆しても良い。表面処理を熱処理工程中に行うと酸化物の結合強度が上がり、アノード酸化処理より良好な絶縁性が得られ、処理効率も良い。必要に応じて軟磁性合金薄帯からなる磁心に樹脂を含浸させても良い。

[3] 磁性部品
本発明の軟磁性合金薄帯からなる磁性部品（巻磁心等）は飽和磁束密度が高いので、磁気飽和が問題となるハイパワーの用途に好適であり、例えばアノードリアクトル等の大電流用リアクトル、アクティブフィルタ用チョークコイル、平滑用チョークコイル、レーザ電源や加速器等に用いられるパルスパワー磁性部品、トランス、通信用パルストランス、モータ又は発電機の磁心、ヨーク材、電流センサ、磁気センサ、アンテナ磁心、電磁波吸収シート等が挙げられる。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

実施例1
表1に示す組成を有する合金溶湯を単ロール法により大気中で急冷し、ロール表面から剥離する時の温度を変えて、非晶質相中に平均粒径30 nm以下の微細結晶核が2〜25％の体積分率で分散した組織を有する幅5 mm及び厚さ16〜25μmの初期微結晶合金薄帯を得た。初期微結晶合金薄帯の剥離温度は下記の方法により測定した。

初期微結晶合金薄帯を酸素濃度が10％の窒素雰囲気の炉に入れ、平均120℃／分で昇温し、450℃の最高温度で5分間保持する条件でナノ結晶化熱処理を施した。得られた軟磁性合金薄帯における微細結晶粒の平均粒径及び体積分率を下記の方法により測定した。その結果、各軟磁性合金薄帯は非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した組織を有していることが分った。

各軟磁性合金薄帯について、高B濃度非晶質層の深さ及びBの最高濃度（原子％）、並びに母相のB濃度（原子％）を下記の方法により測定した。母相のB濃度は平均値により表す。また各軟磁性合金薄帯の磁心損失（P_10/1k）及び耐食性を下記の方法により測定した。

測定結果を合金組成とともに表1に示す。

(1) 剥離温度の測定
剥離位置に配置したノズルから吹き付ける窒素ガスにより冷却ロールから剥離するときの初期微結晶合金薄帯の温度を放射温度計（アピステ社製、型式：FSV-7000E）により測定し、剥離温度とした。

(2) 微細結晶粒の平均粒径及び体積分率の測定
各試料のTEM写真から微細結晶粒の平均粒径を測定した。また各試料のTEM写真に長さLtの任意の直線を引き、微細結晶粒と交差する部分の長さの合計Lcを求め、Lc／Ltを計算した。この操作を複数回繰り返し、Lc／Ltの平均を微細結晶粒の体積分率とした。

(3) Bの濃度の測定
軟磁性合金薄帯の自由面（冷却ロールに接しない面）から内部に向かうBの濃度分布を、GD-Profiler 2（株式会社堀場製作所製）を用いて、グロー放電発光分光分析［GDOES（Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy）］により測定した。

(4) 磁心損失の測定
合金薄帯間に良好な絶縁性があればP_10/1kが10 W/kg未満であるが、薄帯間の絶縁性が悪く渦電流損失が薄帯間でも働くと、この値を上回る。従って、1 T及び1 kHzの条件下で、120 mm×5 mmの各軟磁性合金薄帯試料に交流磁気測定装置（東栄工業(株)製、型式：TWM-18SR）により正弦波形を入力し、2次コイルで検出した波形信号を解析した。渦電流損失は周波数の2乗に比例するため、高周波数では薄帯間の絶縁性により大きく変化する。絶縁性は、P_10/1k＜10 W/kgの場合は良好と判断され、10≦P_10/1k＜20 W/kgの場合は許容範囲の下限と判断される。

(5) 耐食性の測定
各軟磁性合金薄帯試料を水道水に5時間浸漬することにより、表面に出た錆びの量から耐食性を下記基準で評価した。
◎：僅かに赤錆が出たが、試料全面を覆っていなかった。
○：試料表面全体に薄い赤錆が出たが、布で擦れば除去できた。
△：試料表面全体に赤錆が出たが、ヤスリで磨けば除去でき、試料内部まで浸透していないことが分った（許容できる最下限）。
×：表面全体に出た赤錆が試料内部まで浸透していた。

比較例1
剥離温度を170℃未満又は350℃超とした以外実施例1と同じ方法で、表2に示す組成の合金溶湯から幅5 mm及び厚さ16〜25μmの初期微結晶合金薄帯を製造した。初期微結晶合金薄帯は、非晶質相中に平均粒径30 nm以下の微細結晶核が2〜25％程度の体積分率で分散した組織を有していた。初期微結晶合金薄帯に、実施例1と同じ条件で熱処理を施して軟磁性合金薄帯を作製した。各軟磁性合金薄帯は、非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した組織を有していた。各軟磁性合金薄帯ついて実施例1と同じ測定を行った。測定結果を合金組成とともに表2に示す。

表1（続き）

表2（続き）

表1及び表2から、剥離温度に応じて軟磁性合金薄帯の表面域の組織が異なることが分かる。剥離温度が170〜350℃の場合、高B濃度非晶質層のBの濃度は母相のBの濃度（ほぼ合金組成と同じ）より明らかに高く、Bの濃度の最高値と平均値との差は1.2〜3.8原子％（平均2.5原子％）と0.5原子％以上であった。一方、剥離温度が170〜350℃の範囲外の場合、Bの濃度の最高値と平均値との差は0.5原子％未満（平均0.3原子％）と小さかった。

磁心損失は、剥離温度が170〜350℃の場合は10 W/kg未満と小さかったが、剥離温度が170〜350℃の範囲外の場合は大きかった。これは、本発明の軟磁性合金薄帯には優れた絶縁性を有する酸化皮膜が形成されたために、渦電流が抑えられたことを意味する。

実施例1及び比較例1の軟磁性合金薄帯について、GDOESによりCuの濃度分布を調べた。図1に示す低Cu濃度層の表面からの深さ、低Cu濃度層におけるCuの最低濃度（原子％）、母相におけるCuの平均濃度（原子％）及び表面のCu濃度（原子％）を測定した。低Cu濃度層はほぼ酸化皮膜中の高Si濃度酸化物層に相当する。結果を表3及び表4に示す。

表3（続き）

表4（続き）

表3及び表4から明らかなように、剥離温度が170〜350℃の場合、深さ10〜25 nmに低Cu濃度層が形成され、低Cu濃度層におけるCuの最低濃度は母相中のCuの平均濃度の50％未満であった。一方、剥離温度が170〜350℃の範囲外の場合、低Cu濃度層が50 nm以上深く形成されることがあり、また低Cu濃度層におけるCuの最低濃度が母相中のCuの平均濃度の50％以上となることも多かった。

剥離温度が250℃の軟磁性Fe_bal.Cu_1.3Si₅B₁₁合金薄帯（試料1-18）について、自由面から内部へのFe，B，Cu，Si及びOの濃度分布をGDOESにより測定した。結果を図2(a) 及び図2(b) に示す。比較のために、剥離温度が150℃の軟磁性Fe_bal.Cu_1.3Si₅B₁₁合金薄帯（試料2-10）についても、Fe，B，Cu，Si及びOの濃度分布をGDOESにより測定した。結果を図3(a) 及び図3(b) に示す。図2及び図3の縦軸は各元素の濃度（原子％）を示し、横軸は表面からの深さを示す。深さ0 nmの位置は合金薄帯の表面に相当する。

試料1-18において、Oの濃度が高い深さ約30 nmまでは酸化皮膜であった。B濃度は酸化皮膜内で最低となり、100 nm近傍で最高となった。Cu濃度は30 nm近傍で最低となった。透過電子顕微鏡（TEM）写真を参照すると、図1に示すように、表面から順に酸化皮膜、ナノ結晶層、高B濃度非晶質層（B濃度が最高）及びナノ結晶母相が形成されていることが分った。Cu濃度が最低な領域は酸化皮膜とナノ結晶層との境界付近であった。

試料2-10でも深さ30 nmまで酸化皮膜であると考えられるが、これより深い領域でBの顕著な偏析は認められなかった。Cu濃度は20 nm近傍で最低であったが、その最低値でも母相の平均Cu濃度より余り低くなかった。TEM写真から、試料2-10は試料1-18のような明確な層状構造を有していないことが分かった。そのため試料2-10は絶縁性及び耐食性に劣ると考えられる。

剥離温度が320℃の軟磁性Fe_bal.Cu_1.6Si₉B₁₁合金薄帯（試料1-1）について、自由面から内部へのFe，B，Cu，Si及びOの濃度分布をGDOESにより測定した。測定結果を図4(a) 及び図4(b) に示す。B濃度は表面から10 nm近傍で最低となり、60 nm近傍で最高となった。Cu濃度は20 nm近傍で最低となった。TEM写真から、試料1-1は試料1-18と同様に、表面から順に酸化皮膜、ナノ結晶層、高B濃度非晶質層及びナノ結晶母相が形成されていることが分った。

実施例2
剥離温度を300℃とした以外実施例1と同じ方法で、Fe_bal.Ni₁Cu₁Nb₁Si₄B₁₂の合金溶湯（試料3-1）、及びNiを含有しない以外同じ組成（Fe_bal.Cu₁Nb₁Si₄B₁₂）の合金溶湯（試料3-2）からそれぞれ非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した組織を有する軟磁性合金薄帯を作製した。各薄帯の自由面から内部へのFe，Ni，B，Si，Cu，Nb及びOの濃度分布をGDOESにより測定した。試料3-1の測定結果を図5に示し、試料3-2の測定結果を図6に示す。図5及び図6における原点は試料の表面に相当する。

試料3-1における酸化皮膜とナノ結晶層との境界は40 nm近傍であり、ナノ結晶層の付近にB濃度が最高の高B濃度非晶質層がある。Cu濃度は薄帯表面で最低である。試料3-2でも、70 nm近傍でB濃度の最高値が観測され、Cu濃度の最低値も20 nm近傍で観測された。TEM写真から、いずれの合金薄帯も表面から順に酸化皮膜、ナノ結晶層、高B濃度非晶質層（B濃度が最高）及びナノ結晶母相が形成されていることが分った。Niを含有する試料3-1ではNiを含有しない試料3-2より高B濃度非晶質層が表面側に位置していた。いずれの軟磁性合金薄帯も本発明の範囲内であるが、Niを含有する試料3-1の方がNiを含有しない試料3-2より高い絶縁性及び耐食性を有する酸化皮膜と高い靭性を有する非晶質層とを有するとともに、軟磁気特性に寄与する母相の体積率が多いために高い透磁率及び低い保磁力を有していた。

実施例3
剥離温度を300℃とした以外実施例1と同じ方法により、表5に示す組成を有する合金溶湯から非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した組織を有する軟磁性合金薄帯を作製した。各軟磁性合金薄帯について、B濃度が最高になる深さを測定した。また各軟磁性合金薄帯から作製した巻磁心の1 T及び1 kHzにおける磁心損失（P_10/1k）を測定した。結果を表5に示す。

表5から明らかなように、高B濃度非晶質層は30〜100 nmの範囲内の深さにあった。またこれらの軟磁性合金薄帯からなる磁心損失（P_10/1k）は5 W/kg未満に抑えることができた。

実施例4
薄帯温度を300℃とした以外実施例1と同じ方法により、表6に示す組成を有するFe-Cu-Nb-Si-B系合金溶湯から、非晶質相中に平均粒径30 nm以下の微細結晶核が6〜25％の体積分率で分散した組織を有する幅5 mm及び厚さ20〜25μｍの初期微結晶合金薄帯を作製した。初期微結晶合金薄帯に110℃／分の平均昇温速度及び430℃の最高温度の条件で熱処理を施し、非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した組織を有する軟磁性合金薄帯を得た。各軟磁性合金薄帯について、高B濃度非晶質層の表面からの深さ及びB濃度の最高値、母相の平均B濃度、磁心損失及び耐食性を実施例1と同じ方法により測定した。結果を表6に示す。

表6（続き）

表6から明らかなように、Ni，Mn，Co，V，Cr，Ti，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及びWは表面から30〜130 nmの深さにある高B濃度非晶質層を安定化させる効果があり、いずれの合金も良好な絶縁性を有した。表面から約20 nmの深さに良好な酸化皮膜が形成されており、酸化皮膜中のCu濃度は母相中の平均値の70％以下と最低であった。これにより良好な絶縁特性が得られ、磁心損失が低く抑えられた。

Claims

Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x，y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した母相を有する軟磁性合金薄帯であって、表面から深さ30〜130 nmの範囲に前記母相よりB濃度が高い非晶質層を有することを特徴とする軟磁性合金薄帯。
請求項1に記載の軟磁性合金薄帯において、前記高B濃度非晶質層におけるB量が前記母相におけるB量より0.5原子％以上多いことを特徴とする軟磁性合金薄帯。
請求項1又は2に記載の軟磁性合金薄帯において、表面から深さ50 nmまでの間に表面よりCu濃度が低い層を有することを特徴とする軟磁性合金薄帯。
請求項1〜3のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯において、前記低Cu濃度層におけるCu量が前記母相におけるCu量の50％未満であることを特徴とする軟磁性合金薄帯。
請求項1〜4のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯において、前記元素XがSi及び／又はPであることを特徴とする軟磁性合金薄帯。
請求項1〜5のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯において、Feの一部が合計1.5原子％以下の範囲でNi，Mn，Co，V，Cr，Ti，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta及びWから選ばれた少なくとも一種の元素で置換されていることを特徴とする軟磁性合金薄帯。
請求項1〜6のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯からなることを特徴とする磁性部品。
Fe_100-x-y-zA_xB_yX_z（ただし、AはCu及び／又はAuであり、XはSi，S，C，P，Al，Ge，Ga及びBeから選ばれた少なくとも一種の元素であり、x，y及びzはそれぞれ原子％で0＜x≦5、10≦y≦22、1≦z≦10、及びx＋y＋z≦25の条件を満たす数である。）により表される組成を有し、非晶質相中に平均粒径が60 nm以下の微細結晶粒が50％以上の体積分率で分散した母相を有し、表面から深さ30〜130 nmの範囲に前記母相よりB濃度が高い非晶質層を有する軟磁性合金薄帯を製造する方法において、(1) 前記組成を有する合金の溶湯を回転する冷却ロール上に噴出することにより急冷し、非晶質相中に平均粒径30 nm以下の微細結晶核が0％超え30％未満の体積分率で分散した母相を有する初期微結晶合金薄帯を形成し、その際前記初期微結晶合金薄帯を170〜350℃の温度に達したときに前記冷却ロールから剥離し、次いで(2) 前記初期微結晶合金薄帯に低濃度の酸素含有雰囲気中で熱処理を施すことを特徴とする方法。
請求項8に記載の軟磁性合金薄帯の製造方法において、熱処理雰囲気の酸素濃度が6〜18％であることを特徴とする方法。