JP2019131886A - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】飽和磁束密度Ｂｓが高く、保磁力Ｈｃが低く、比抵抗ρが高い軟磁性合金を提供する。【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｐを含有する軟磁性合金である。Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３を含む。Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が軟磁性合金におけるＰの平均濃度に対して原子数比で１．５倍以上であることを特徴とする。【選択図】図２

Description

本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。

近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用させる磁器素子の磁心には透磁率の向上およびコアロス（磁心損失）の低減が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、高効率化および省エネルギー化が図られる。

特許文献１にはＦｅ−Ｂ−Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系の軟磁性非晶質合金が記載されている。本軟磁性非晶質合金は市販のＦｅアモルファスと比べて高い飽和磁束密度を有するなど、良好な軟磁気特性を有する。

特許第３３４２７６７号

磁心のコアロスを低減する方法として、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することが考えられる。

本発明の目的は、飽和磁束密度Ｂｓが高く、保磁力Ｈｃが低く、比抵抗ρが高い軟磁性合金を提供することである。

上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
Ｆｅを主成分とし、Ｐを含有する軟磁性合金であって、
Ｆｅ−ｒｉｃｈ相およびＦｅ−ｐｏｏｒ相を含み、
前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が前記軟磁性合金におけるＰの平均濃度に対して原子数比で１．５倍以上であることを特徴とする。

本発明に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することにより、飽和磁束密度Ｂｓが高く、保磁力Ｈｃが低く、比抵抗ρが高い軟磁性合金となる。

本発明に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が１．０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が前記Ｆｅ−ｒｉｃｈ相におけるＰの平均濃度の３．０倍以上であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、組成式（Ｆｅ_１−αＸ_α）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｃｕ_ａＭ１_ｂＰ_ｃＭ２_ｄＳｉ_ｅで表される軟磁性合金であって、
ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．０３０
０≦ｂ≦０．１５０
０．００１≦ｃ≦０．１５０
０≦ｄ≦０．２００
０≦ｅ≦０．２００
０≦α≦０．５００
であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を有していてもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、薄帯形状であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、粉末形状であってもよい。

本発明に係る磁性部品は、上記のいずれかに記載の軟磁性合金からなる。

図１は、本発明の軟磁性合金におけるＦｅの分布を３ＤＡＰで観察した結果である。 図２は、本発明の軟磁性合金を３ＤＡＰで観察し、Ｆｅの含有量で２値化した結果を表す模式図である。 図３は、単ロール法の模式図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅを主成分とし、Ｐを含有する軟磁性合金である。Ｆｅを主成分とするとは、具体的には、軟磁性合金全体に占めるＦｅの含有量が６５ａｔ％以上であることを指す。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の微細構造、Ｆｅの分布およびＰの分布について図面を参考にして説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金についてＦｅの分布を３次元アトムプローブ（以下、３ＤＡＰと表記する場合がある）を用いて厚み５ｎｍで観察すると図１に示すようにＦｅの含有量が多い部分と少ない部分とが存在していることが観察できる。

ここで、図１とは別の測定箇所について同じ測定方法で観察し、Ｆｅの濃度が高い部分と低い部分とで２値化した結果の概略図が図２である。そして、Ｆｅの濃度が軟磁性合金におけるＦｅの平均濃度以上である部分をＦｅ−ｒｉｃｈ相１１、Ｆｅの濃度が軟磁性合金におけるＦｅの平均濃度よりも０．１ａｔ％以上、低い部分をＦｅ−ｐｏｏｒ相１３とする。なお、軟磁性合金におけるＦｅの平均濃度とは軟磁性合金の組成におけるＦｅの含有量と同一である。図２ではＦｅ−ｒｉｃｈ相１１が島状に存在し、その周囲にＦｅ−ｐｏｏｒ相１３が位置している場合が多い。しかし、必ずしもＦｅ−ｒｉｃｈ相１１が島状に存在していなくてもよく、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３がＦｅ−ｒｉｃｈ相１１の周囲に位置していなくてもよい。なお、軟磁性合金全体に占めるＦｅ−ｒｉｃｈ相１１の面積割合およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３の面積割合は任意である。例えば、Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１の面積割合が２０％以上８０％以下であり、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３の面積割合が２０％以上８０％以下である。

そして、本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３におけるＰの平均濃度が軟磁性合金におけるＰの平均濃度に対して原子数比で１．５倍以上であることを特徴とする。すなわち、本実施形態に係る軟磁性合金は、３ＤＡＰを用いて厚み５ｎｍで観察する場合においてＦｅの濃度にばらつきがあり、さらに、Ｆｅの濃度が小さい部分に多くのＰが存在している。本実施形態に係る軟磁性合金は、当該特徴を有することにより、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３を高抵抗化することができ、良好な磁気特性を有しながら比抵抗ρを向上させることができる。良好な磁気特性とは、具体的には飽和磁束密度Ｂｓが高く、保磁力Ｈｃが低いことを指す。

また、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３におけるＰの平均濃度が１．０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることが好ましい。Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３におけるＰの平均濃度が上記の範囲内であることにより、特に飽和磁束密度Ｂｓが向上し易くなる。

さらに、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度がＦｅ−ｒｉｃｈ相１１におけるＰの平均濃度の３．０倍以上であることが好ましい。

また、Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３は非晶質からなる構造を有する。本実施形態では、Ｆｅ基ナノ結晶とは粒径が５０ｎｍ以下であり、Ｆｅの含有量が７０ａｔ％以上である結晶を指す。

本実施形態に係るＦｅ基ナノ結晶の粒径には特に制限はないが、平均粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。平均粒径が上記の範囲内であることにより、保磁力Ｈｃがより低くなる傾向にある。なお、ナノ結晶の平均粒径については、ＸＲＤを用いた粉末Ｘ線回折によって測定することができる。

本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１において、前述したＦｅおよびＰ以外に、副成分として、Ｂ，Ｃ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｃｕ，Ｓｉ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上をさらに含んでもよい。Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１に副成分が含まれることにより、飽和磁束密度を維持したまま、保磁力が低下する。すなわち、軟磁気特性が向上する。特に高周波領域において好適な軟磁気特性が得られる。また、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相１３においても、前述したＦｅおよびＰ以外に、上記の副成分をさらに含んでもよい。

軟磁性合金全体の組成はＩＣＰ測定および蛍光Ｘ線測定により確認することが可能である。また、Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１の組成およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３の組成は３ＤＡＰにより測定することが可能である。そして、Ｆｅ−ｒｉｃｈ相１１におけるＰの平均濃度およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３におけるＰの平均濃度も上記の測定結果より算出することができる。

本実施形態に係る軟磁性合金の組成は、ＦｅおよびＰを含む点以外は任意である。好ましくは、下記の組成（１）の範囲内の組成である。

組成（１）は以下の組成である。
組成式（Ｆｅ_１−αＸ_α）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｃｕ_ａＭ１_ｂＰ_ｃＭ２_ｄＳｉ_ｅで表され、
ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．０３０
０≦ｂ≦０．１５０
０．００１≦ｃ≦０．１５０
０≦ｄ≦０．２００
０≦ｅ≦０．２００
０≦α≦０．５００
である。

なお、以下の記載では、軟磁性合金の各元素の含有率について、特に母数の記載が無い場合は、軟磁性合金全体を１００ａｔ％とする。また、軟磁性合金の組成が上記の組成（１）である場合には、軟磁性合金におけるＦｅの平均濃度が１００×（１−α）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））（ａｔ％）となる。さらに、軟磁性合金におけるＰの平均濃度が１００×ｃ（ａｔ％）となる。

Ｃｕの含有量（ａ）は、３．０ａｔ％以下（０を含む）であることが好ましい。すなわち、Ｃｕを含有しなくてもよい。また、Ｃｕの含有量が少ないほど、後述する単ロール法によりＦｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３を含む軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる傾向にある。一方、Ｃｕの含有量が多いほど、保磁力を減少させる効果が大きくなる。保磁力を減少させる観点からはＣｕの含有量は、０．１ａｔ％以上であることが好ましい。

Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上である。好ましくは、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，から選択される１種以上とする。後述する単ロール法によりＦｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３を含む軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる傾向にある。

Ｍ１の含有量（ｂ）は、１５．０ａｔ％以下（０を含む）であることが好ましい。すなわち、Ｍ１を含有しなくてもよい。Ｍ１の含有量１５．０ａｔ％以下（０を含む）とすることで飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすくなる。

Ｐの含有量（ｃ）は、０．１ａｔ％以上１５．０ａｔ％以下であることが好ましい。Ｐの含有量を上記の範囲内とすることで飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすくなる。

Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上である。

Ｍ２の含有量（ｄ）は、２０．０ａｔ％以下（０を含む）であることが好ましい。すなわち、Ｍ２を含有しなくてもよい。Ｍ２を上記の範囲内で添加することで飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすくなる。

Ｓｉの含有量（ｅ）は、２０．０ａｔ％以下（０を含む）であることが好ましい。すなわち、Ｓｉを含有しなくてもよい。

本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅの一部をＸで置換してもよい。ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上である。

ＦｅからＸへの置換割合（α）は５０ａｔ％以下（０を含む）であってもよい。αが高すぎるとＦｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３が生じにくくなる。

Ｘの含有量（α（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）））は、４０ａｔ％以下（０を含む）であってもよい。

また、本実施形態に係る軟磁性合金の代表的な組成としては、下記の組成（２）〜（４）が挙げられる。

組成（２）は以下の組成である。
組成式（Ｆｅ_１−αＸ_α）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｃｕ_ａＭ１_ｂＰ_ｃＭ２_ｄＳｉ_ｅで表され、
ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．０３０
０．０２０≦ｂ≦０．１５０
０．００１≦ｃ≦０．１５０
０．０２５≦ｄ≦０．２００
０≦ｅ≦０．０７０
０≦α≦０．５００
である。

組成（２）においては、Ｃｕの含有量（ａ）は３．０ａｔ％以下（０を含む）であることが好ましい。３．０ａｔ％以下であることにより後述する単ロール法によりＦｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３を含む軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる。

組成（２）においては、Ｍ１の含有量（ｂ）は２．０ａｔ％以上１２．０ａｔ％以下であることが好ましい。２．０ａｔ％以上であることにより後述する単ロール法によりＦｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３を含む軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる。１２．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。

組成（２）においては、Ｐの含有量（ｃ）は１．０ａｔ％以上１０．０ａｔ％以下であることが好ましい。１．０ａｔ％以上であることにより比抵抗ρが向上しやすくなる。１０．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。

組成（２）においては、Ｍ２の含有量（ｄ）は２．５ａｔ％以上１５．０ａｔ％以下であることが好ましい。２．５ａｔ％以上であることにより後述する単ロール法によりＦｅ−ｒｉｃｈ相１１およびＦｅ−ｐｏｏｒ相１３を含む軟磁性合金からなる薄帯を作製し易くなる。１５．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。

組成（３）は以下の組成である。
組成式（Ｆｅ_１−αＸ_α）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｃｕ_ａＭ１_ｂＰ_ｃＭ２_ｄＳｉ_ｅで表される軟磁性合金であって、
ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．０３０
０．０１０≦ｂ≦０．１００
０．００１≦ｃ≦０．０７０
０．０２０≦ｄ≦０．１４０
０．０７０≦ｅ≦０．１７５
０≦α≦０．５００
である。

組成（３）においては、Ｍ１の含有量（ｂ）は１．０ａｔ％以上５．０ａｔ％以下であることが好ましい。５．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。

組成（３）においては、Ｐの含有量（ｃ）は０．５ａｔ％以上５．０ａｔ％以下であることが好ましい。０．５ａｔ％以上であることにより比抵抗ρが向上しやすくなる。５．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。

組成（３）においては、Ｍ２の含有量（ｄ）は９．０ａｔ％以上１１．０ａｔ％以下であることが好ましい。９．０ａｔ％以上であることにより保磁力Ｈｃが低下しやすくなる。１１．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。また、Ｂの含有量は２．０ａｔ％以上１０．０ａｔ％以下であってもよい。Ｃの含有量は５．０ａｔ％以下（０を含む）であってもよい。

組成（３）においては、Ｓｉの含有量（ｅ）は１０．０ａｔ％以上１７．５ａｔ％以下であることが好ましい。１０．０ａｔ％以上であることにより保磁力Ｈｃが向上しやすくなる。

組成（４）は以下の組成である。
組成式（Ｆｅ_１−αＸ_α）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｃｕ_ａＭ１_ｂＰ_ｃＭ２_ｄＳｉ_ｅで表される軟磁性合金であって、
ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
０≦ａ≦０．０１０
０≦ｂ＜０．０１０
０．０１０≦ｃ≦０．１５０
０．０９０≦ｄ≦０．１３０
０≦ｅ≦０．０８０
０≦α≦０．５００
である。

組成（４）においては、Ｐの含有量（ｃ）は１．０ａｔ％以上７．０ａｔ％以下であることが好ましい。７．０ａｔ％以下であることにより飽和磁束密度Ｂｓが向上しやすくなる。

組成（４）においては、Ｓｉの含有量（ｅ）は２．０ａｔ％以上８．０ａｔ％以下であることが好ましい。２．０ａｔ％以上であることにより保磁力Ｈｃが低下しやすくなる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法は任意であるが、たとえば単ロール法により軟磁性合金の薄帯を製造する方法が挙げられる。

単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各金属元素の純金属等の各種原料を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各金属元素の純金属を溶解し、混合して母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法は任意であるが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られる軟磁性合金とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（浴湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１２００〜１５００℃とすることができる。

単ロール法に用いられる装置の模式図を図３に示す。本実施形態に係る単ロール法においては、チャンバー３５内部において、ノズル３１から溶融金属３２を矢印の方向に回転しているロール３３へ噴射し供給することでロール３３の回転方向へ薄帯３４が製造される。なお、本実施形態ではロール３３の材質には特に制限はない。例えばＣｕからなるロールが用いられる。

単ロール法においては、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズル３１とロール３３との間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば１５〜３０μｍとすることができる。

後述する熱処理前の時点では、薄帯は非晶質または粒径の小さい微結晶のみが存在する状態であることが好ましい。そのような薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、本実施形態に係る軟磁性合金が得られる。

なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯に粒径の大きな結晶が存在するか否かを確認する方法には特に制限はない。例えば、粒径０．０１〜１０μｍ程度の結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。また、上記の非晶質中に結晶が存在するが結晶の体積割合が小さい場合には、通常のＸ線回折測定では結晶がないと判断されてしまう。この場合の結晶の有無については、例えば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。制限視野回折像またはナノビーム回折像を用いる場合、回析パターンにおいて非晶質の場合にはリング状の回折が形成されるのに対し、非晶質ではない場合には結晶構造に起因した回折斑点が形成される。また、明視野像または高分解能像を用いる場合には、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で目視にて観察することで結晶の有無を確認できる。なお、本明細書では、通常のＸ線回折測定により結晶が有ることが確認できる場合には「結晶が有る」とし、通常のＸ線回折測定では結晶が有ることが確認できないが、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで結晶が有ることが確認できる場合には、「微結晶が有る」とする。

ここで、本発明者らは、ロール３３の温度およびチャンバー３５内部の蒸気圧を適切に制御することで、熱処理前の軟磁性合金の薄帯を非晶質にしやすくなり、熱処理後にＰの濃度が高いＦｅ−ｐｏｏｒ相１１およびＰの濃度が低いＦｅ−ｒｉｃｈ相１３を得られやすくなることを見出した。具体的には、ロール３３の温度を５０〜７０℃、好ましくは７０℃とし、露点調整を行ったＡｒガスを用いてチャンバー３５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下、好ましくは４ｈＰａ以下とすることにより、軟磁性合金の薄帯を非晶質にしやすくなることを見出した。

また、ロール３３の温度は５０〜７０℃とし、さらにチャンバー３５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下とすることが好ましい。ロール３３の温度およびチャンバー３５内部の蒸気圧を上記の範囲内に制御することで、溶融金属３２が均等に冷却され、得られる軟磁性合金の熱処理前の薄帯を均一な非晶質にしやすくなる。なお、チャンバー内部の蒸気圧の下限は特に存在しない。露点調整したアルゴンを充填して蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよく、真空に近い状態として蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよい。また、蒸気圧が高くなると熱処理前の薄帯を非晶質にしにくくなり、非晶質になっても、後述する熱処理後に上記の好ましい微細構造を得にくくなる。

得られた薄帯３４を熱処理することで上記の好ましいナノ結晶部１１および非晶質部１３を得ることができる。この際に薄帯３４が完全な非晶質であると上記の好ましい微細構造を得やすくなる。

本実施形態では、熱処理を２段階で行うことで、上記の好ましい微細構造を得やすくなる。１段階目の熱処理（以下、第１熱処理ともいう）はいわゆる歪とりのために行う。これは、軟磁性金属を可能な範囲で均一な非晶質にするためである。

本実施形態では、２段階目の熱処理（以下、第２熱処理ともいう）を１段階目よりも高い温度で行う。そして、２段階目の熱処理において薄帯の自己発熱を抑制するため、熱伝導率の高い材料のセッターを用いることが重要である。また、セッターの材料は比熱が低いことがより好ましい。従来、セッターの材料としてはアルミナがよく用いられていたが、本実施形態では、熱伝導率がさらに高い材料、例えばカーボンまたはＳｉＣなどを用いることができる。具体的には、熱伝導率が１５０Ｗ／ｍ以上の材料を用いることが好ましい。さらに、比熱が７５０Ｊ／ｋｇ以下の材料を用いることが好ましい。さらに、セッターの厚みをできるだけ薄くし、セッターの下に制御用熱電対を置き、ヒータの熱応答を高めることが好ましい。

熱処理を上記の２段階で行うことの利点について述べる。１段階目の熱処理の役割について説明する。本軟磁性合金は高温から急冷し凝固することにより非晶質を形成する。その際、高温から急冷されるため熱収縮による応力が軟磁性金属内に残り、歪や欠陥が発生する。１段階目の熱処理はこの軟磁性合金内の歪や欠陥を熱処理により緩和することにより、均一な非晶質を形成させる。続いて２段階目の熱処理の役割について説明する。２段階目の熱処理では、Ｐの濃度が高いＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＰの濃度が低いＦｅ−ｒｉｃｈ相（Ｆｅ基ナノ結晶）を生成させる。１段階目の熱処理で歪や欠陥を抑制することができ、均一な非晶質状態を形成しているため、２段階目の熱処理によりＰの濃度が高いＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＰの濃度が低いＦｅ−ｒｉｃｈ相（Ｆｅ基ナノ結晶）を生成させることができる。すなわち、比較的低温で熱処理を行っても安定的にＰの濃度が高いＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＰの濃度が低いＦｅ−ｒｉｃｈ相（Ｆｅ基ナノ結晶）を生成させることが可能となる。このため２段階目の熱処理での熱処理温度は、従来の１段階で熱処理を行う場合の熱処理温度と比較して低くなる傾向にある。言い換えれば、１段階で熱処理を行う場合には非晶質形成時に残っている歪や欠陥およびその周辺が先行してＦｅ−ｒｉｃｈ相（Ｆｅ基ナノ結晶）になる反応が進行してしまう。さらに、ボライドからなる異相を形成してしまい、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰ濃度が十分に高くならない。そして、軟磁気特性および比抵抗ρを悪化させてしまう。また、１段階熱処理で可能な限り均一に熱処理させるためには軟磁性合金全体で可能な限り同時にＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相（Ｆｅ基ナノ結晶）を生成させる必要がある。このため、１段階熱処理では前述した２段階熱処理よりも熱処理温度が高くなる傾向にある。

本実施形態において、第１熱処理および第２熱処理の好ましい熱処理温度および好ましい熱処理時間は軟磁性合金の組成により異なる。第１熱処理の熱処理温度は概ね３５０℃以上５５０℃以下であり、熱処理時間は概ね０．１時間以上１０時間以下である。第２熱処理の熱処理温度は概ね５５０℃以上６７５℃以下であり、熱処理時間は概ね０．１時間以上１０時間以下である。しかし、組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理温度および熱処理時間が存在する場合もある。

熱処理条件が好適に制御されていない場合や、好適な熱処理装置が選択されていない場合には、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が低下し、良好な軟磁気特性が得にくくなると共に比抵抗ρが低下する。

また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金の粉体を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。

ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１２００〜１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。

このとき、ガス噴射温度を５０〜１００℃とし、チャンバー内の蒸気圧４ｈＰａ以下とすることで、最終的に上記の好ましい微細構造を得やすくなる。

ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、単ロール法による場合と同様に二段階で熱処理を行うことで、好適な微細構造を得やすくなる。そして、特に耐酸化性が高く、良好な軟磁性特性を有する軟磁性合金粉末を得ることができる。

以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。

本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にも薄膜形状やブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る軟磁性合金の用途には特に制限はない。例えば、磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッド、変圧トランスにも好適に用いることができる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。

薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、薄帯形状の軟磁性合金を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。薄帯形状の軟磁性合金を積層する際に絶縁体を介して積層する場合には、さらに特性を向上させた磁芯を得ることができる。

粉末形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形する方法が挙げられる。また、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被膜等を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した磁心となる。

成形方法に特に制限はなく、金型を用いる成形やモールド成形などが例示される。バインダの種類に特に制限はなく、シリコーン樹脂が例示される。軟磁性合金粉末とバインダとの混合比率にも特に制限はない。例えば軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜１０質量％のバインダを混合させる。

例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜５質量％のバインダを混合させ、金型を用いて圧縮成形することで、占積率（粉末充填率）が７０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４Ｔ以上、かつ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上である磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的なフェライト磁心よりも優れた特性である。

また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜３質量％のバインダを混合させ、バインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで、占積率が８０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。

さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。

また、上記磁心に巻線を施すことでインダクタンス部品が得られる。巻線の施し方およびインダクタンス部品の製造方法には特に制限はない。例えば、上記の方法で製造した磁心に巻線を少なくとも１ターン以上巻き回す方法が挙げられる。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、巻線コイルが磁性体に内蔵されている状態で加圧成形し一体化することでインダクタンス部品を製造する方法がある。この場合には高周波かつ大電流に対応したインダクタンス部品を得やすい。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、軟磁性合金粒子にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した軟磁性合金ペースト、および、コイル用の導体金属にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した導体ペーストを交互に印刷積層した後に加熱焼成することで、インダクタンス部品を得ることができる。あるいは、軟磁性合金ペーストを用いて軟磁性合金シートを作製し、軟磁性合金シートの表面に導体ペーストを印刷し、これらを積層し焼成することで、コイルが磁性体に内蔵されたインダクタンス部品を得ることができる。

ここで、軟磁性合金粒子を用いてインダクタンス部品を製造する場合には、最大粒径が篩径で４５μｍ以下、中心粒径（Ｄ５０）が３０μｍ以下の軟磁性合金粉末を用いることが、優れたＱ特性を得る上で好ましい。最大粒径を篩径で４５μｍ以下とするために、目開き４５μｍの篩を用い、篩を通過する軟磁性合金粉末のみを用いてもよい。

最大粒径が大きな軟磁性合金粉末を用いるほど高周波領域でのＱ値が低下する傾向があり、特に最大粒径が篩径で４５μｍを超える軟磁性合金粉末を用いる場合には、高周波領域でのＱ値が大きく低下する場合がある。ただし、高周波領域でのＱ値を重視しない場合には、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を使用可能である。バラツキの大きな軟磁性合金粉末は比較的安価で製造できるため、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を用いる場合には、コストを低減することが可能である。

本実施形態に係る圧粉磁心の用途には特に制限はない。例えば、インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

（実験例１）
Ｆｅ：８１．０ａｔ％、Ｎｂ：７．０ａｔ％、Ｐ：３．０ａｔ％、Ｂ：９．０ａｔ％の組成の母合金が得られるように各種原料金属等をそれぞれ秤量した。そして、チャンバー内で真空引きした後、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１２５０℃の溶融状態の金属とした後に、ロール温度７０℃、チャンバー内の蒸気圧４ｈＰａ、チャンバー内の温度３０℃として単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。また、ロールの回転数を適切に調整することで得られる薄帯の厚さを２０μｍとした。蒸気圧は露点調整を行ったＡｒガスを用いることで調整した。

次に、作製した各薄帯に対して熱処理を行い、単板状の試料を得た。本実験例では、試料Ｎｏ．６〜１０以外の試料については、２回の熱処理を行った。熱処理条件を表１に示す。また、各薄帯に対して熱処理を行う際には、表１に記載した材質のセッターの上に薄帯を置き、セッターの下に制御用熱電対を置いた。このときのセッター厚みは１ｍｍで統一した。なお、アルミナは熱伝導率３１Ｗ／ｍ、比熱７７９Ｊ／ｋｇのものを用いた。カーボンは熱伝導率１５０Ｗ／ｍ、比熱６９１Ｊ／ｋｇのものを用いた。ＳｉＣ（炭化ケイ素）は熱伝導率１８０Ｗ／ｍ、比熱７４０Ｊ／ｋｇのものを用いた。

熱処理前の各薄帯の一部を粉砕して粉末化した後にＸ線回折測定を行い、結晶の有無を確認した。さらに、透過電子顕微鏡を用いて制限視野回折像および３０万倍で明視野像を観察し結晶および微結晶の有無を確認した。その結果、各実施例および比較例の薄帯には粒径２０ｎｍ以上の結晶が存在せず非晶質であることを確認した。なお、粒径２０ｎｍ以上の結晶が存在せず粒径２０ｎｍ未満の初期微結晶のみが存在している場合も非晶質であるとみなす。なお、試料全体の組成は母合金の組成とほぼ一致することをＩＣＰ測定および蛍光Ｘ線測定により確認した。

そして、各薄帯を熱処理した後の各試料の飽和磁束密度および保磁力を測定した。結果を表１に示す。飽和磁束密度（Ｂｓ）は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁場１０００ｋＡ／ｍで測定した。保磁力（Ｈｃ）は直流ＢＨトレーサーを用いて磁場５ｋＡ／ｍで測定した。比抵抗（ρ）は４探針法による抵抗率測定で測定した。さらに、各薄帯を熱処理した後の各試料についてＸ線回折測定を行った結果、後述する実験例７以外の各実験例の全ての実施例において、熱処理した後の各薄帯におけるＦｅ基ナノ結晶の平均粒径は５〜３０ｎｍであった。

実験例１などの全ての実験例において、飽和磁束密度Ｂｓは１．００Ｔ以上を良好とした。保磁力Ｈｃは１０．０Ａ／ｍ未満を良好とした。また、以下に示す表では、比抵抗は、１１０μΩｃｍ以上を◎、１００μΩｃｍ以上１１０μΩｃｍ未満を○、１００μΩｃｍ未満を×とした。また、◎、○、×の順に評価が高く、◎または○である場合を良好とした。

さらに、各試料について３ＤＡＰ（３次元アトムプローブ）を用いて観察範囲４０ｎｍ×４０ｎｍ×２００ｎｍの範囲を観察した。その結果、Ｘ線回折測定にて結晶および微結晶が存在しなかった試料が全てＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相を含むことを確認した。さらに、当該Ｆｅ−ｐｏｏｒ相が非晶質からなり、当該Ｆｅ−ｒｉｃｈ相がナノ結晶からなることを確認した。そして、３ＤＡＰを用いてＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度およびＦｅ−ｒｉｃｈ相におけるＰの平均濃度を測定した。結果を表１に示す。

表１より、セッターの材質が、熱伝導率が比較的高く比熱が比較的低いカーボンまたはＳｉＣであり、かつ、熱処理温度を２段階で行い、第１熱処理温度および第２熱処理温度を適切に制御した実施例は、軟磁性合金全体のＰの平均濃度に対してＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が高くなった。そして、飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好な結果となった。これに対し、セッターの材質が、熱伝導率が比較的低く比熱が比較的高いアルミナである試料Ｎｏ．１−５、熱処理を１段階で行った試料Ｎｏ．６−１１、第１熱処理の温度が低すぎた試料Ｎｏ．１９、および、第１熱処理の温度が高すぎた試料Ｎｏ．２４は、いずれも保磁力Ｈｃおよび／または比抵抗ρが劣る結果となった。

（実験例２）
実験例２では、母合金の組成を表２に記載の組成（上記組成（２）または上記組成（２）に近い組成）に変化させた。そして、表１の試料番号１６と同条件で熱処理を行った。具体的には、セッターの材質をカーボンとし、１回目の熱処理温度を４５０℃、1回目の
熱処理時間を１時間、２回目の熱処理温度を６５０℃、２回目の熱処理時間を１時間とした。

さらに、全ての実施例および比較例について実験例１と同様にして各種測定を行った。Ｘ線回折測定の結果、結晶が存在した比較例では、軟磁性合金全体としてはＦｅ濃度が一定でありＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相が存在しなかった。なお、実験例２では、飽和磁束密度Ｂｓは１．３０Ｔ以上をさらに良好とし、１．４０Ｔ以上を特に良好とした。保磁力Ｈｃは４．０Ａ／ｍ以下を特に良好とした。結果を表３に示す。

表２および表３より、軟磁性合金全体のＰの平均濃度に対してＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が高くなった各実施例は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好となった。特に、合金全体の組成が上記の組成（１）および組成（２）の範囲内である実施例は残留磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが特に良好となった。

これに対し、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相が存在しなかった各比較例は保磁力Ｈｃが著しく高くなった。特に試料番号４８および５７は比抵抗ρも低下した。

また、軟磁性合金がＰを含有しない試料番号４０ａは比抵抗ρが低下した。また、保磁力Ｈｃも表２および表３の他の実施例と比較して上昇した。

（実験例３）
実験例３では、母合金の組成を表４に記載の組成（上記組成（３）または上記組成（３）に近い組成）に変化させた。そして、表１の試料番号１６と同条件で熱処理を行った。具体的には、セッターの材質をカーボンとし、１回目の熱処理温度を４５０℃、1回目の
熱処理時間を１時間、２回目の熱処理温度を６５０℃、２回目の熱処理時間を１時間とした。

さらに、全ての実施例および比較例について実験例１と同様にして各種測定を行った。Ｘ線回折測定の結果、全ての実施例および比較例は非晶質であった。そして、全ての実施例および比較例でＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相が存在した。しかし、試料番号８３はＰを含有しないため、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相でもＦｅ−ｒｉｃｈ相でも軟磁性合金全体でもＰ濃度は０であった。なお、実験例３では、飽和磁束密度Ｂｓは１．００Ｔ以上をさらに良好とし、１．１０Ｔ以上を特に良好とした。保磁力Ｈｃは１．０Ａ／ｍ以下をさらに良好とし、０．５Ａ／ｍ以下と特に良好とした。また、比抵抗はＰを含有しない比較例である試料番号８３を基準として、１３０μΩｃｍ以上を◎、試料番号８３の比抵抗超１３０μΩｃｍ未満を○、試料番号８３の比抵抗以下を×とした。また、◎、○、×の順に評価が高く、◎または○である場合を良好とした。なお、試料番号８３の比抵抗は１００μΩｃｍ未満であり、試料番号８４の比抵抗は１００μΩｃｍ以上である。結果を表５に示す。

表４および表５より、軟磁性合金全体のＰの平均濃度に対してＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が高くなった各実施例は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好となった。特に、合金全体の組成が上記の組成（１）および組成（３）の範囲内である実施例は残留磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが特に良好となった。

これに対し、Ｐを含有しなかった試料番号８３は比抵抗ρが低下した。

（実験例４）
実験例４では、母合金の組成を表６に記載の組成（上記組成（４）または上記組成（４）に近い組成）に変化させた。そして、表１の試料番号１６と同条件で熱処理を行った。具体的には、セッターの材質をカーボンとし、１回目の熱処理温度を４５０℃、1回目の
熱処理時間を１時間、２回目の熱処理温度を６５０℃、２回目の熱処理時間を１時間とした。

さらに、全ての実施例および比較例について実験例１と同様にして各種測定を行った。Ｘ線回折測定の結果、全ての実施例および比較例は非晶質であった。そして、全ての実施例でＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相が存在した。なお、実験例４では、飽和磁束密度Ｂｓは１．４０Ｔ以上をさらに良好とし、１．４５Ｔ以上を特に良好とした。保磁力Ｈｃは７．０Ａ／ｍ以下をさらに良好とし、５．０Ａ／ｍ以下を特に良好とした。結果を表７に示す。

表６および表７より、軟磁性合金全体のＰの平均濃度に対してＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が高くなった各実施例は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好となった。特に、合金全体の組成が上記の組成（１）および組成（４）の範囲内である実施例は残留磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが特に良好となった。

（実験例５）
実験例５では、試料番号１６のＦｅの一部をＸ１に置換した点以外は実験例２と同条件で実施し、評価した。Ｘ線回折測定の結果、全ての実施例は非晶質であった。そして、全ての実施例でＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相が存在した。結果を表８に示す。

表８より、Ｆｅの一部をＸ１で置換しても軟磁性合金全体のＰの平均濃度に対してＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が高くなった各実施例は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好となった。

（実験例６）
実験例６では、試料番号５０のＭの種類を変化させた点以外は実験例２と同条件で試料番号１２３〜１３５の軟磁性合金を作製した。試料番号５２のＭの種類を変化させ、ｂを０．０８０から０．０６０に変化させた点以外は実験例２と同条件で試料番号１３６〜１４８の軟磁性合金を作製した。試料番号５４のＭの種類を変化させた点以外は実験例２と同条件で試料番号１４９〜１６１の軟磁性合金を作製した。そして、実験例２と同様に評価した。Ｘ線回折測定の結果、結晶が存在した比較例では、軟磁性合金全体としてはＦｅ濃度が一定でありＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相が存在しなかった。また、各比較例については比抵抗ρの測定を行わなかった。

表９より、Ｍの種類を変化させても軟磁性合金全体のＰの平均濃度に対してＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が高くなった各実施例は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好となった。これに対し、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相およびＦｅ−ｒｉｃｈ相が存在しなかった各比較例は保磁力Ｈｃが著しく上昇した。

（実験例７）
薄帯作製時における溶融金属の温度、および熱処理条件を変化させた点以外は実施例１６と同条件で実施した。試験条件を表１０に示す。また、実験例７では熱処理前の初期微結晶の平均粒径および熱処理後のＦｅ基ナノ結晶の平均粒径を記載した。なお、全ての実施例において熱処理前の薄帯は非晶質であった。また、表１１には実験例２と同様にして評価した結果を示す。

実験例７では、全ての実施例で飽和磁束密度、保磁力および比抵抗が良好であった。さらに、Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍである実施例はさらに保磁力が良好であり、１０〜３０ｎｍである場合は特に保磁力が良好であった。

（実験例８）
実験例８では、ロール温度およびチャンバー内蒸気圧を変化させた点以外は実施例１６と同条件で実施し、実験例１と同様にして評価した。結果を表１２に示す。なお、表１２で「アルゴン充填」と記載している試料は、露点調整したアルゴンをチャンバー内に充填してチャンバー内の蒸気圧を１ｈＰａ以下にした試料である。また、「真空」と記載している試料は、チャンバー内を真空に近い状態として蒸気圧を１ｈＰａ以下にした試料である。

表１２より、ロール温度が５０〜７０℃であり、かつチャンバー内において１１ｈＰａ以下に蒸気圧を制御した実施例では非晶質の薄帯が得られた。そして、当該薄帯を適切に熱処理することで、Ｐの濃度が高いＦｅ−ｐｏｏｒ相およびＰの濃度が低いＦｅ−ｒｉｃｈ相を形成した。そして、飽和磁束密度Ｂｓが高く、保磁力Ｈｃが低く、比抵抗ρが高い軟磁性合金が得られた。

これに対し、ロール温度が３０℃の比較例（試料Ｎｏ．１８２〜１８７）、もしくは、ロール温度が５０℃または７０℃であり、１１ｈＰａより蒸気圧が高い比較例（試料Ｎｏ．１７１，１７２，１７６，１７７）では、熱処理後にＦｅ−ｐｏｏｒ相が生じなかったか、Ｆｅ−ｐｏｏｒ相が生じてもＦｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が十分に高くならなかった。そして、飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρのうちいずれか一つ以上が悪化した。

１１… Ｆｅ−ｒｉｃｈ相
１３… Ｆｅ−ｐｏｏｒ相
３１… ノズル
３２… 溶融金属
３３… ロール
３４… 薄帯
３５… チャンバー

Claims (8)

1. Ｆｅを主成分とし、Ｐを含有する軟磁性合金であって、
   組成式（Ｆｅ１−αＸα）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＣｕａＭ１ｂＰｃＭ２ｄＳｉｅで表され、
   ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
   Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
   Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
   ０≦ａ≦０．０３０
   ０．０２０≦ｂ≦０．１５０
   ０．００１≦ｃ≦０．１５０
   ０．０２５≦ｄ≦０．２００
   ０≦ｅ≦０．０７０
   ０≦α≦０．５００
   であり、
   Ｆｅの含有量は８９．９ａｔ％以下であり、
   Ｆｅ−ｒｉｃｈ相およびＦｅ−ｐｏｏｒ相を含み、
   前記Ｆｅ−ｒｉｃｈ相はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相は非晶質からなる構造を有し、
   前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が前記軟磁性合金におけるＰの平均濃度に対して原子数比で１．５倍以上であり、
   前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が１．０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする軟磁性合金。
2. Ｆｅを主成分とし、Ｐを含有する軟磁性合金であって、
   組成式（Ｆｅ１−αＸα）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＣｕａＭ１ｂＰｃＭ２ｄＳｉｅで表される軟磁性合金であって、
   ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
   Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
   Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
   ０≦ａ≦０．０３０
   ０．０１０≦ｂ≦０．１００
   ０．００１≦ｃ≦０．０７０
   ０．０２０≦ｄ≦０．１４０
   ０．０７０≦ｅ≦０．１７５
   ０≦α≦０．５００
   であり、
   Ｆｅの含有量は８９．９ａｔ％以下であり、
   Ｆｅ−ｒｉｃｈ相およびＦｅ−ｐｏｏｒ相を含み、
   前記Ｆｅ−ｒｉｃｈ相はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相は非晶質からなる構造を有し、
   前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が前記軟磁性合金におけるＰの平均濃度に対して原子数比で１．５倍以上であり、
   前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が１．０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする軟磁性合金。
3. Ｆｅを主成分とし、Ｐを含有する軟磁性合金であって、
   組成式（Ｆｅ１−αＸα）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＣｕａＭ１ｂＰｃＭ２ｄＳｉｅで表される軟磁性合金であって、
   ＸはＣｏおよびＮｉから選択される１種以上であり、
   Ｍ１はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｌａ，Ｙ，Ｓから選択される１種以上であり、
   Ｍ２はＢおよびＣから選択される１種以上であり、
   ０≦ａ≦０．０１０
   ０≦ｂ＜０．０１０
   ０．０１０≦ｃ≦０．１５０
   ０．０９０≦ｄ≦０．１３０
   ０≦ｅ≦０．０８０
   ０≦α≦０．５００
   であり、
   Ｆｅの含有量は８９．９ａｔ％以下であり、
   Ｆｅ−ｒｉｃｈ相およびＦｅ−ｐｏｏｒ相を含み、
   前記Ｆｅ−ｒｉｃｈ相はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相は非晶質からなる構造を有し、
   前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が前記軟磁性合金におけるＰの平均濃度に対して原子数比で１．５倍以上であり、
   前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が１．０ａｔ％以上５０ａｔ％以下であることを特徴とする軟磁性合金。
4. 前記Ｆｅ−ｐｏｏｒ相におけるＰの平均濃度が前記Ｆｅ−ｒｉｃｈ相におけるＰの平均濃度の３．０倍以上である請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. 前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５ｎｍ以上３０ｎｍ以下である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. 薄帯形状である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. 粉末形状である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。

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