JP2022158881A - 軟磁性合金、軟磁性合金薄帯および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】コアロスの温度特性が良好な磁性部品を得られる軟磁性合金等を提供することを目的とする。【解決手段】Ｆｅを含む軟磁性合金である。軟磁性合金は、結晶子と、結晶子の周囲に存在するアモルファス相とを含む。軟磁性合金の断面における結晶子の合計面積比率が４０％以上６０％未満である。アモルファス相の平均厚みが３．０ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下である。アモルファス相の厚みの標準偏差が１０．０ｎｍ以下である。【選択図】図４

Description

本発明は、軟磁性合金、軟磁性合金薄帯および磁性部品に関する。

特許文献１には、ナノ結晶の結晶粒径と、アモルファス相の平均厚さとの両方を特定の範囲内とし、ナノ結晶の表面近傍にあるアモルファス相の平均Ｆｅ濃度がナノ結晶の平均Ｆｅ濃度よりも低く、結晶化度が高い軟磁性合金が開示されている。

特許第６４８２７１８号公報

本発明は、コアロスの温度特性が良好な磁性部品を得られる軟磁性合金等を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するために、本発明の軟磁性合金は、
Ｆｅを含む軟磁性合金であり、
前記軟磁性合金は、結晶子と、前記結晶子の周囲に存在するアモルファス相とを含み、
前記軟磁性合金の断面における前記結晶子の合計面積比率が４０％以上６０％未満であり、
前記アモルファス相の平均厚みが３．０ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下であり、前記アモルファス相の厚みの標準偏差が１０．０ｎｍ以下である。

前記結晶子の平均粒径が１５．０ｎｍ以下であってもよい。

さらにＭを含んでもよく、
ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＷから選択される１種以上であってもよい。

Ｍの合計含有量が３．５ａｔ％以上１０．０ａｔ％以下であってもよい。

さらにＰを含んでもよく、
Ｐの含有量が０より大きく６．０ａｔ％以下であってもよい。

さらにＣｕを含んでもよく、
Ｃｕの含有量が０より大きく３．０ａｔ％以下であってもよい。

さらにＣｏを含んでもよく、
Ｃｏの含有量が０より大きくＦｅの含有量以下であってもよい

本発明の軟磁性合金薄帯は上記の軟磁性合金を含む。

本発明の軟磁性合金粉末は上記の軟磁性合金を含む。

本発明の第１の磁性部品は上記の軟磁性合金薄帯が積層されてなる。

本発明の第２の磁性部品は上記の軟磁性合金薄帯が巻き回されてなる。

本発明の第３の磁性部品は上記の軟磁性合金粉末を含む。

軟磁性合金の模式図である。 軟磁性合金の模式図である。 単ロール法の模式図である。 ３０℃を基準としたコアロスの温度変化率を示すグラフである。

以下、本発明の実施形態について図面を用いて説明する。

本実施形態の軟磁性合金は、
Ｆｅを含む軟磁性合金であり、
前記軟磁性合金は、結晶子と、前記結晶子の周囲に存在するアモルファス相とを含み、
前記軟磁性合金の断面における前記結晶子の合計面積比率が４０％以上６０％未満であり、
前記アモルファス相の平均厚みが３．０ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下であり、前記アモルファス相の厚みの標準偏差が１０．０ｎｍ以下である。

本実施形態の軟磁性合金は、上記の構成を有することにより、温度特性を良好にすることができる。特に、上記の軟磁性合金を有する軟磁性合金薄帯および当該軟磁性合金薄帯を含む磁性部品の温度特性を良好にすることができる。

従来、結晶子と、前記結晶子の周囲に存在するアモルファス相と、を含む軟磁性合金が知られていた。そして、軟磁性合金の温度変化により結晶子の磁気異方性が変化することが知られていた。

本発明者らは、結晶子の合計面積比率と、アモルファス相の平均厚みと、アモルファス相の厚みの標準偏差と、を上記の特定の範囲内に制御することで、温度特性が向上することを見出した。上記の各パラメータを上記の特定の範囲内に制御することで温度変化による実効的な磁気異方性の変化が打ち消されるために温度特性が向上する。

以下、上記の各パラメータの測定方法について説明する。

本実施形態では、軟磁性合金を観察し、得られた画像から各パラメータを算出する。軟磁性合金の観察には透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＴＥＭ）を用いる。以下、ＴＥＭを用いる方法について説明する。

ＴＥＭを用いる場合における評価方法には特に制限はない。例えば明視野観察法および高分解能観察法が挙げられる。

本実施形態では、結晶子の形状を正確に評価するため、ＴＥＭによる観察に用いるサンプル（以下、単にＴＥＭサンプルと呼ぶ）の厚さを通常よりも薄くする。具体的には、通常のＴＥＭサンプルの厚さが８０～１００ｎｍ程度であるのに対し、本実施形態では２０ｎｍ以下とする。上記ＴＥＭサンプルを作製する方法には特に制限はないが、例えば収束イオンビーム走査電子顕微鏡（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＦＩＢ－ＳＥＭ）を用いてＴＥＭサンプルを作製することができる。軟磁性合金薄帯を用いてＴＥＭサンプルを作製する場合は、軟磁性合金薄帯の厚み方向に垂直ないずれかの面を研磨してＴＥＭサンプルを作製する。

ＴＥＭサンプルが厚い場合には、ＴＥＭサンプルが薄い場合と比較して結晶子の合計面積比率が大きく見える場合がある。また、ＴＥＭサンプルが厚い場合には、複数の結晶子が厚さ方向で重なり一つの結晶子として見える場合がある。この場合にはアモルファス相の厚みを正確に評価できなくなる。本実施形態では、ＴＥＭサンプルの厚さを薄くすることで、上記の各パラメータが正確に評価できる。また、ＴＥＭサンプルの厚さは、収束電子回折（Ｃｏｎｖｅｒｇｅｎｔ－Ｂｅａｍ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；ＣＢＥＤ）法や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ－Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ；ＥＥＬＳ）法を用いて評価してもよく、直接、ＴＥＭサンプルを観察して評価してもよい。

ＴＥＭにより得られる画像の大きさおよび倍率には特に制限はない。画像の大きさは、１０個以上の結晶子が完全に含まれる大きさであればよく、３０個以上の結晶子が完全に含まれる大きさであることが好ましい。ＴＥＭにより得られる画像の倍率は、上記の各パラメータが測定できる倍率であればよい。具体的には、１０００００～１００００００倍程度である。

図１に例示するように、結晶子１１と、結晶子１１の周囲に存在するアモルファス相１３と、が軟磁性合金１に含まれる。なお、図１および後述する図２は各パラメータの測定方法を説明するための模式図である。図１および後述する図２は実際の結晶子１１の形状および実際のアモルファス相１３の形状を反映していない。

画像の面積に対する結晶子１１の合計面積の比率が結晶子の合計面積比率である。

以下、アモルファス相１３の厚みについて説明する。アモルファス相１３の厚みの算出では、全体が観察できる結晶子１１同士の間にあるアモルファス相１３の厚みのみを算出する。図１では、右下の結晶子１１と他の結晶子１１同士の間にあるアモルファス相１３の厚みは算出しない。右下の結晶子１１は全体が画像に含まれないためである。

全体が観察できる各結晶子１１について、重心１１ｇを算出する。そして、任意の２つの結晶子１１に含まれる２つの重心１１ｇ同士を結ぶ仮想線を引く。ただし、２つの重心１１ｇ同士を結ぶ仮想線が前記２つの結晶子１１以外の結晶子１１（全体が観察できない結晶子１１を含む）を通過する場合には、仮想線を引かない。

図１では、全体が観察できる各結晶子１１について、左上の結晶子１１と右上の結晶子１１とを結ぶ仮想線を引かない。仮想線を引くと二つの結晶子１１の間にある結晶子１１を通過するためである。逆に、全体が観察できる各結晶子１１について、左上の結晶子１１と右上の結晶子１１との組み合わせ以外の二つの結晶子１１の組み合わせについては、二つの結晶子１１同士を結ぶ仮想線を引く。図１に示すように、仮想線を引いても二つの結晶子１１以外の結晶子１１は通過しないためである。

図２に軟磁性合金１に含まれ、仮想線を結んだ二つの結晶子１１を例示する。仮想線と結晶子１１の外周とが交わる点を端点１１ｅとする。そして、仮想線上にあり端点１１ｅ同士を結ぶ線分の長さを、二つの結晶子１１の間にあるアモルファス相１３の厚みとする。

そして、画像に含まれる全ての仮想線について、アモルファス相１３の厚みを算出する。そして、全てのアモルファス相１３の厚みを平均することでアモルファス相１３の平均厚みを算出する。さらに、画像に含まれる全てのアモルファス相１３の厚みから、画像に含まれる全てのアモルファス相１３の厚みの標準偏差を算出する。

具体的には、仮想線の本数すなわち厚みの個数をｎ、各アモルファス相の厚みをｘ₁、ｘ₂、・・・、ｘ_n、アモルファス相１３の平均厚みをμとして、μが下記の式で算出される。

このとき、アモルファス相１３の厚みの母分散σ²が下記の式で算出される。

そして、σ²の正の平方根がアモルファス相１３の厚みの標準偏差σとなる。

本実施形態における結晶子１１の種類には特に制限はない。結晶子１１がα－Ｆｅを主成分とするナノサイズの結晶であってもよい。具体的には、結晶子１１がα－Ｆｅのみを含んでいてもよく、結晶子１１が上記のα－Ｆｅ以外に、後述するＸ１、Ｘ２、Ｍ、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｕから選択される１種以上の元素を含んでいてもよい。例えば結晶子１１がＳｉおよび／またはＣｏを含んでいてもよい。結晶子１１におけるＸ１、Ｘ２、Ｍ、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｕから選択される１種以上の元素の含有量には特に制限はない。また、結晶子１１の平均粒径が１５ｎｍ以下であることが好ましい。結晶子１１の平均粒径が小さい場合には温度変化による実効的な磁気異方性の変動が減少し、温度特性が向上するためである。

本実施形態に係る軟磁性合金の組成については、Ｆｅを含む点以外には特に制限はない。

本実施形態に係る軟磁性合金は、さらに、Ｍを含んでもよい。ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＷから選択される１種以上である。ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、ＶおよびＷから選択される１種以上であってもよい。Ｍを含むことで温度特性が向上しやすくなる。

Ｍの合計含有量が０以上１０．０ａｔ％以下であってもよく、０より大きく１０．０ａｔ％以下であってもよく、３．５ａｔ％以上１０．０ａｔ％以下であってもよい。Ｍの含有量が小さいほど、結晶子１１の粒径が増加しやすくなる。結晶子１１の粒径が増加する場合には実効的な磁気異方性が増加しやすくなり、温度特性が悪化しやすくなる。Ｍの含有量が１０．０ａｔ％を上回るとアモルファス相１３の厚みが増加しやすくなり、前記アモルファス相の平均厚みが１０．０ｎｍを上回りやすくなる。前記アモルファス相の平均厚みが１０．０ｎｍを上回る場合には温度特性が悪化する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、さらに、Ｐを含んでもよい。そして、Ｐの含有量が０より大きく６．０ａｔ％以下であってもよい。Ｐの含有量が上記の範囲内であることにより、アモルファス相１３の組成を好適に制御しやすくなり、アモルファス相１３の平均厚みおよびアモルファス相１３の厚みの標準偏差を上記の範囲内に制御しやすくなる。

本実施形態に係る軟磁性合金は、さらに、Ｃｕを含んでもよい。そして、Ｃｕの含有量が０より大きく３．０ａｔ％以下であってもよい。Ｃｕの含有量が上記の範囲内である場合には軟磁性合金において結晶子１１が生じる際に結晶が均等に成長しやすくなる。その結果、アモルファス相１３の平均厚みおよびアモルファス相１３の厚みの標準偏差を上記の範囲内に制御しやすくなる。

本実施形態に係る軟磁性合金は、さらに、Ｃｏを含んでもよい。そして、Ｃｏの含有量が０より大きくＦｅの含有量以下であってもよい。具体的には、Ｃｏの含有量をＦｅの含有量で割った値が０より大きく１．０以下であってもよい。軟磁性合金がＣｏを含むことにより、軟磁性合金の微細構造を変化させることなく特性を向上させることができる。

本実施形態に係る軟磁性合金の組成についてさらに詳細に説明する。本実施形態に係る軟磁性合金は、
組成式（Ｆｅ_(1-(α₊β₎₎Ｘ１αＸ２β）_{(1-(a+b+c+d+e))}Ｍ_aＢ_bＰ_cＳｉ_dＣｕ_e（原子数比）からなる主成分を有する軟磁性合金であってもよく、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
Ｘ２はＡｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ｃ、Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＷからなる群から選択される１つ以上であり、
０≦ａ≦０．１５００
０≦ｂ≦０．２０００
０≦ｃ≦０．２０００
０≦ｄ≦０．２０００
０≦ｅ≦０．０４００
０．７０００≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９０００
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．７０
であってもよい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の各成分について詳細に説明する。

ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＷからなる群から選択される１つ以上である。ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、ＶおよびＷから選択される１種以上であってもよい。

Ｍの含有量（ａ）は０≦ａ≦０．１５００を満たしてもよく、０＜ａ≦０．１５００を満たしてもよい。０．０３００≦ａ≦０．１２００を満たしてもよく、０．０３５０≦ａ≦０．１０００を満たしてもよい。

Ｂの含有量（ｂ）は０≦ｂ≦０．２０００を満たしてもよい。すなわち、Ｂは含有しなくてもよい。０．０５００≦ｂ≦０．１４００を満たしてもよく、０．０７００≦ｂ≦０．１４００を満たしてもよい。

Ｐの含有量（ｃ）は０≦ｃ≦０．２０００を満たしてもよい。すなわち、Ｐは含有しなくてもよい。０≦ｃ≦０．０７００を満たしてもよく、０．０００１≦ｃ≦０．０７００を満たしてもよく、０．０００１≦ｃ≦０．０６００を満たしてもよい。

Ｓｉの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．２０００を満たしてもよい。すなわち、Ｓｉは含有しなくてもよい。０≦ｄ≦０．１３５０を満たしてもよく、０≦ｄ≦０．０５００を満たしてもよく、０≦ｄ≦０．０３００を満たしてもよい。

Ｃｕの含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．０４００を満たしてもよく、０≦ｅ≦０．０３００を満たしてもよい。すなわち、Ｃｕは含有しなくてもよい。０．０００１≦ｅ≦０．０３００を満たしてもよく、０．０００１≦ｅ≦０．０２５０を満たしてもよく０．０００１≦ｅ≦０．０２００を満たしてもよい。

また、本実施形態に係る軟磁性合金は、０．７０００≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９０００を満たしてもよく、０．７３５０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．８８００を満たしてもよく、０．０７８０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．８８００を満たしてもよい。

また、本実施形態の軟磁性合金においては、Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換してもよい。

Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上である。Ｘ１の含有量に関してはα＝０でもよい。すなわち、Ｘ１は含有しなくてもよい。また、Ｘ１の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として６０ａｔ％以下であってもよい。すなわち、０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．６００を満たしてもよい。また、０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．３００を満たしてもよい。

特にＸ１がＣｏのみである場合には、Ｆｅの含有量に対するＣｏの含有量の割合に関して、０＜α／｛１－（α＋β）｝≦１．０００を満たしてもよい。

Ｘ２はＡｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｇａ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、Ｃ、Ｓおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上である。Ｘ２の含有量に関してはβ＝０でもよい。すなわち、Ｘ２は含有しなくてもよい。また、Ｘ２の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として５．０ａｔ％以下であってもよく、３．０ａｔ％以下であってもよい。すなわち、０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．０５０を満たしてもよく、０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．０３０を満たしてもよい。

ＦｅをＸ１および／またはＸ２に置換する置換量の範囲としては、原子数ベースでＦｅの７０％以下としてもよい。すなわち、０≦α＋β≦０．７０としてもよい。

なお、本実施形態の軟磁性合金は、上記の主成分に含まれる元素以外の元素、すなわちＦｅ、Ｘ１、Ｘ２、Ｍ、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｕ以外の元素を不可避的不純物として軟磁気特性に大きな影響を与えない範囲で含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００質量％に対して０．１質量％以下、含んでいてもよい。

軟磁性合金の形状については特に制限はない。例えば薄帯形状や粉末形状が挙げられる。

本実施形態に係る軟磁性合金薄帯は、薄帯形状である上記の軟磁性合金のことである。

本実施形態に係る磁性部品は上記の軟磁性合金を有する。上記の軟磁性合金薄帯を有していてもよい。さらに、上記の軟磁性合金薄帯が積層されてなる磁性部品であってもよく、上記の軟磁性合金薄帯が巻き回されてなる磁性部品であってもよい。

本実施形態に係る磁性部品は上記の軟磁性合金を有する。上記の軟磁性合金薄帯を有していてもよい。さらに、上記の軟磁性合金薄帯がクラッキング等で小片化されたものが積層されてなる磁性部品であってもよい。上記の軟磁性合金薄帯が小片化されることで、局所的な発熱を抑えることができるため、磁性部品の特性が向上する。

本実施形態に係る磁性部品は上記の軟磁性合金を有することにより、温度特性、特にコアロスの温度特性が改善された磁性部品となる。特に、高周波域（１００ｋＨｚ～１ＭＨｚ程度）でのコアロスの温度特性が改善された磁性部品となる。

以下、本実施形態の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について、特に限定されないが、たとえば図３に示す装置を用いる単ロール法により軟磁性合金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には特に制限はないが、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（溶湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はなく、各金属元素の純金属の融点等を考慮して決定すればよい。例えば１２００～１５００℃とすることができる。

単ロール法においては、チャンバー３５の内部において、ノズル３１の底部にあるスリットを通じて、得られた溶融金属３２を矢印の方向に回転させたロール３３に供給される。供給された溶融金属３２が急冷されて一様な軟磁性合金薄帯３４が製造される。ロール３３の材質には特に制限はない。例えば銅であってもよい。また、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる軟磁性合金薄帯３４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３２の温度などを調整することでも得られる軟磁性合金薄帯３４の厚さを調整することができる。軟磁性合金薄帯３４の厚さには特に制限はないが、例えば１０～５０μｍとすることができる。

ロール３３の温度やチャンバー内部の雰囲気および圧力には特に制限はない。例えば、ロール３３の温度を室温～５０℃としてもよい。チャンバー３５の内部の雰囲気は大気中としてもよく、不活性ガス雰囲気としてもよい。

次に、得られた軟磁性合金薄帯３４に対して熱処理を行う。ここで、本実施形態に係る軟磁性合金を得るためには、熱処理条件を好適に制御する必要がある。具体的には、少なくとも三段階で熱処理を行う。第１段では、第１結晶化温度Ｔｘ１±１０℃の範囲内の温度で熱処理を行う。第１段での熱処理温度をＴ_1stとする。第３段では、第２結晶化温度Ｔｘ２未満である温度で熱処理を行う。第３段での熱処理温度をＴ_3rdとする。第２段では、Ｔ_1stよりも１０℃以上高くＴ_3rdよりも１０℃以上低い温度で熱処理を行う。第２段での熱処理温度をＴ_2ndとする。なお、第１結晶化温度Ｔｘ１はＦｅを主成分とする結晶が析出し始める温度であり、第２結晶化温度Ｔｘ２はＦｅとその他構成元素との化合物が生成され始める温度である。Ｔｘ１およびＴｘ２は軟磁性合金薄帯３４の組成により変化する。

そして、第１段から第３段までの各段階でそれぞれ１～１８０ｍｉｎの保持時間を設定する。Ｍの合計含有量が３．５ａｔ％以上である場合には、保持時間は１０～１８０ｍｉｎであってもよく、好ましくは３０～６０ｍｉｎである。また、Ｍの含有量が小さい場合には、保持時間を短くすることで結晶子の粒径の増加を抑制しやすくなる。また、室温から第１段までの昇温速度、第１段から第２段までの間の昇温速度および第２段から第３段までの昇温速度は１～１００℃／ｍｉｎに設定する。Ｍの合計含有量が３．５ａｔ％以上である場合には、昇温速度は好ましくは、５～５０℃／ｍｉｎである。また、Ｍの含有量が小さい場合には、昇温速度を速くすることで結晶子の粒径の増加を抑制しやすくなる。なお、第１段から第３段までの各段階での熱処理は連続的に実施する。すなわち、第１段と第２段との間、および、第２段と第３段との間で室温に冷却しない。また、Ｔ_1st、Ｔ_2ndおよびＴ_3rdで昇温速度を０とし、上記の保持時間、温度を保持することが重要である。昇温速度を０とせずに昇温速度を低下させるだけでは本実施形態に係る軟磁性合金薄帯３４は得られにくい。

第１段では、主に、結晶子となる微結晶核が生成する。第２段では、主に、結晶子の１次成長が進行して微結晶核が結晶子となる。第３段では、主に、結晶子の２次成長が進行する。全ての段階でＴｘ２よりも低い温度で熱処理を行うため、Ｆｅの化合物の結晶が生じにくい。

以上の方法で本実施形態に係る軟磁性合金薄帯を得ることができる。

本実施形態に係る磁性部品は上記の軟磁性合金薄帯を含む。軟磁性合金薄帯を含む磁性部品を作製する方法には特に制限はない。例えば、軟磁性合金薄帯を積層する方法や、軟磁性合金薄帯を巻き回す方法、小片化した軟磁性合金薄帯を積層する方法など、通常用いられる方法で作製すればよい。

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、薄帯形状が例示されるが、それ以外にも粉末形状や薄膜形状、ブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る磁性部品の種類には特に制限はなく、特に高周波領域においてコアロスの温度特性が優れていることが求められる磁性部品、例えばコイル部品、圧粉磁心が挙げられる。また、コイル部品としてはリアクトル、チョークコイル、トランスが挙げられる。さらに、本実施形態の電子機器は、上記の磁性部品を含む。電子機器の種類には特に制限はなく、例えばＤＣ－ＤＣコンバータ等が挙げられる。また、電子機器の用途には特に制限はなく、例えばハイブリッド自動車（ＨＥＶ）、プラグインハイブリッド自動車（ＰＨＥＶ）、電気自動車（ＥＶ）等が挙げられる。

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）
表１、表３～表７では、各表に示す合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。表２では、全ての試料が表１の試料番号１と同組成となるように母合金を作製した。表８では、全ての試料が表１の試料番号３と同組成となるように母合金を作製した。なお、本実施例の合金組成は全てＸ１およびＸ２を含まない組成である。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させて１２００～１５００℃の溶融金属とした後に、大気中において単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作製した。

得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、ナノ結晶より大きな結晶がないことを確認した。

その後、表１～表８に示す熱処理条件で熱処理を行った。全ての実施例では、Ｔ_1stがＴｘ１±１０℃の範囲内であり、Ｔ_3rdがＴｘ２未満であり、Ｔ_2ndがＴ_1stよりも１０℃以上高くＴ_3rdよりも１０℃以上低い温度であることを確認した。なお、表１、表３～表７では、室温からＴ_1stまでの昇温速度、Ｔ_1stからＴ_2ndまでの昇温速度、Ｔ_2ndからＴ_3rdまでの昇温速度はいずれも１０℃／ｍｉｎとした。

得られた熱処理後の薄帯の組成と母合金の組成とが変化していないことをＩＣＰ分析にて確認した。

Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）により、熱処理後の各薄帯がα－Ｆｅである結晶子を含むことを確認した。さらに、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察を行った。ＴＥＭを用いた観察では、倍率を１．００×１０⁵～３．００×１０⁵倍とし、観察範囲の大きさを１２８ｎｍ×１２８ｎｍとした。厚さが２０ｎｍになるようにＦＩＢを用いてＴＥＭサンプルを作製した。ＴＥＭサンプルの厚みの確認は電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）により行った。ＴＥＭを用いた観察により、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚み、アモルファス相の厚みの標準偏差を算出した。結果を表１～表８に示す。

さらに、得られた各薄帯を５枚、積層して作製した磁心について、コアロスの温度特性を評価した。具体的には、－３０℃、－１０℃、０℃、１０℃、３０℃、５０℃、８０℃、１００℃、１２０℃、１４０℃のそれぞれの温度でＢＨアナライザ〔ＳＹ８２１７：岩通計測製〕を用いて、測定周波数：６００ｋＨｚ、最大磁束密度：６０ｍＴの条件で測定した。そして、各温度でのコアロスについて、３０℃でのコアロスからの変化率を算出した。コアロスの変化率の絶対値が最も大きくなる場合におけるコアロスの変化率の絶対値をコアロス最大変化率とした。

コアロス最大変化率が６．０％未満である場合をＡ＋、６．０％以上７．０％未満である場合をＡ、７．０％以上１１．０％未満である場合をＢ、１１．０％以上２０．０％未満である場合をＣ、２０．０％以上である場合をＤとした。Ａ＋～Ｃである場合を良好とし、Ａ＋～Ｂである場合をさらに良好とし、Ａ＋～Ａである場合をさらに良好とし、Ａ＋である場合を最も良好とした。

表１より、試料番号１ａ、２ａ、２ｂ、１～３はいずれも結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差がいずれも所定の範囲内であった。その結果、全ての試料でコアロスの温度特性が良好となった。試料番号１、２、２ｂはコアロスの温度特性が特に良好となった。

Ｍの含有量（ａ）が小さい試料番号３は試料番号１、１ａ、２、２ａ、２ｂと比較してコアロスの温度特性が悪化した。

試料番号１、１ａ、３について、３０℃を基準としたコアロスの温度変化率を示すグラフを図４に示す。Ｍを６．０ａｔ％含み、Ｓｉ、Ｃｕを含まない試料番号１は、３０℃でのコアロスが最も高い結果となった。Ｍを６．０ａｔ％、Ｃｕを０．５ａｔ％含み、Ｓｉを含まない試料番号１ａは温度が高いほどコアロスが高くなる結果となった。Ｍを３．０ａｔ％、Ｃｕを１．０ａｔ％含み、Ｓｉを１３．５ａｔ％含む試料番号３は８０℃でのコアロスが最も低く、８０℃より低くても高くてもコアロスが高くなる結果となった。

表２は組成を試料番号１と同一として熱処理条件を変化させた実施例および比較例を示す。３段階での熱処理を実施した試料番号１、４～３０はいずれもコアロスの温度特性が良好となった。試料番号１、５～３０はコアロスの温度特性が特に良好になった。

これに対し、熱処理を１段階または２段階で行った試料番号３１、３２、３５～４９はいずれも、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差のうち１つ以上が所定の範囲外となった。その結果、コアロスの温度特性が悪化した。

熱処理を３段階で行ったが２段階目および３段階目の保持時間が長すぎた試料番号３４はアモルファス相の平均厚みが小さくなりすぎ、コアロスの温度特性が悪化した。また、Ｔ_3rdが高すぎた試料番号３３は結晶子の合計面積比率が大きくなりすぎたため、コアロスの温度特性が悪化した。

表３はＭの種類を変化させた点以外は試料番号１と同条件で実施した実施例を示す。Ｍの種類を変化させた試料番号５０～５７は試料番号１と同様にコアロスの温度特性が良好となった。

表４は組成を試料番号１と同一とし、熱処理条件を変化させることで各パラメータを変化させた実施例および比較例を示す。

試料番号５８、試料番号５９および試料番号６は３段階目の保持時間以外は同条件で実施した実施例である。３段階目の保持時間が短いほど結晶子の合計面積比率が低下し、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差が大きくなる傾向にあった。

試料番号１、試料番号６０、試料番号４および試料番号３３はＴ_3rd以外は同条件で実施した実施例および比較例である。Ｔ_3rdが低いほど結晶子の合計面積比率が低下し、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差が大きくなる傾向にあった。

表５Ａの試料番号６１～７０はＭの含有量（ａ）とＢの含有量（ｂ）を変化させた点以外は同条件で実施した実施例および比較例である。Ｍの含有量が大きくＢの含有量が小さいほど結晶子の合計面積比率が小さくなる傾向にあった。また、Ｍの含有量が３．５ａｔ％以上１０ａｔ％以下である試料番号６５～６９はＭの含有量が３．５ａｔ％未満または１０ａｔ％を上回る試料番号６１～６４、７０と比較してコアロスの温度特性が良好となった。

表５Ａの試料番号７１～７７は試料番号１からＭの含有量（ａ）とＦｅの含有量を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。Ｍの含有量が大きいほど結晶子の合計面積比率が小さくなる傾向にあった。また、Ｍの含有量が３．５ａｔ％以上１０ａｔ％以下である試料番号１、７３～７６はＭの含有量が３．５ａｔ％未満または１０ａｔ％を上回る試料番号７１、７２、７７と比較してコアロスの温度特性が良好となった。Ｍの含有量が４．５ａｔ％以上１０ａｔ％以下である試料番号１、７４～７６はコアロスの温度特性が特に良好となった。

表５Ａの試料番号５０、７１－２～７６－２は試料番号１、７１～７６からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ａの試料番号５１、７１－３～７６－３は試料番号１、７１～７６からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ａの試料番号５２、７１－４～７６－４は試料番号１、７１～７６からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ａの試料番号５３、７１－５～７４－５は試料番号１、７１～７４からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ｂの試料番号５４、７１－６～７４－６は試料番号１、７１～７４からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ｂの試料番号１－７、７１－７～７４－７は試料番号１、７１～７４からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ｂの試料番号５５、７１－８～７５－８は試料番号１、７１～７５からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。表５Ｂの試料番号５６、７１－９～７６－９は試料番号１、７１～７６からＭの種類を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。

表５Ａおよび表５Ｂより、Ｍの種類を変化させても他の条件を変化させなければコアロスの温度特性は同様となった。

表６の試料番号７８～８４は試料番号６７からＢの含有量（ｂ）とＰの含有量（ｃ）を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。Ｐの含有量が０より大きく６．０ａｔ％以下である試料番号６７、７９～８３はＰを含まない試料番号７８およびＰの含有量が６．０ａｔ％を上回る試料番号８４と比較してコアロスの温度特性が良好となった。

表６の試料番号８５～９１は試料番号１からＰの含有量（ｃ）とＦｅの含有量を変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。Ｐの含有量が０より大きく６．０ａｔ％以下である試料番号１、８６～９０はＰを含まない試料番号８５およびＰの含有量が６．０ａｔ％を上回る試料番号９１と比較してコアロスの温度特性が良好となった。

表７は試料番号１ａについてＦｅおよびＣｕの含有量の変化に伴いＴｘ１が変化するためにＴ_1stを変化させた点以外は同条件で実施した実施例である。Ｃｕの含有量（ｅ）が大きいほど結晶子の平均粒径が小さくなる傾向にあった。そして、Ｃｕの含有量が０以上３．０ａｔ％以下である試料番号１ａ、９２～９７、９６ａ、９６ｂ、９７ａ、９７ｂは、Ｃｕの含有量が３．０ａｔ％を上回る試料番号９７ｃと比較してコアロスの温度特性が良好となった。

表８は組成を試料番号３と同一として熱処理条件を変化させた実施例および比較例を示す。３段階での熱処理を実施した試料番号３、９８～１２０はいずれもコアロスの温度特性が良好となった。

これに対し、熱処理を１段階または２段階で行った試料番号１２１、１２２、１２４、１２５はいずれも、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差のうち１つ以上が所定の範囲外となった。その結果、コアロスの温度特性が悪化した。

熱処理を３段階で行ったが、Ｔ_3rdが高すぎた試料番号１２３はアモルファス相の平均厚みが小さくなりすぎたため、コアロスの温度特性が悪化した。

（実験例２）
昇温速度を上昇させ保持時間を短縮させた点以外は試料番号６１と同条件で実施した。結果を表９に示す。

表９より、Ｍを含まない場合であっても熱処理条件を好適に制御することで結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差をいずれも所定の範囲内とすることができた。その結果、Ｍを含まない場合であってもコアロスの温度特性を良好とすることができた。

（実験例３）
試料番号１ａについて原子数比でＦｅの１／５をＣｏに置換した点以外は同組成で試料番号１２７～１５５を実施した。すなわち、試料番号１２７～１５５はα＝０．２０００とした点以外は試料番号１ａと同組成で実施した。また、試料番号１２７～１５５は熱処理条件を表１０に示す条件として実施した。結果を表１０に示す。

表１０より、３段階での熱処理を実施した試料番号１２７～１５０はいずれもコアロスの温度特性が良好となった。

これに対し、熱処理を１段階または２段階で行った試料番号１５１、１５２、１５４、１５５はいずれも、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差のうち１つ以上が所定の範囲外となった。その結果、コアロスの温度特性が悪化した。

熱処理を３段階で行ったがＴ_3rdが高すぎた試料番号１５３は結晶子の合計面積比率が大きくなりすぎたため、コアロスの温度特性が悪化した。

また、Ｃｏを含む各実施例はＣｏを含まない試料番号１ａと比較してコアロスの温度特性を良好とすることができた。

（実験例４）
試料番号１２７についてＦｅとＣｏとの含有割合を変化させた点以外は同条件で試料番号１５６～１６６を実施した。結果を表１１に示す。なお、試料番号１ａと試料番号１２７、１５６～１６６とでは、試料番号１ａのＴ_1stが４６０℃であり試料番号１２７、１５６～１６６のＴ_1stが４５０℃である点以外は熱処理条件が同一である。

表１１より、実験例４で新たに実施した試料番号１５６～１６６は全てコアロスの温度特性が良好となった。

Ｃｏの含有量が０より大きくＦｅの含有量以下である試料番号１２７、１５６～１６４は、Ｃｏを含まない試料番号１ａおよびＣｏの含有量がＦｅの含有量を上回る試料番号１６５～１６６と比較してさらにコアロスの温度特性が良好となった。

（実験例５）
試料番号１２７についてＦｅとＣｏとＮｉとの含有割合を変化させた点以外は同条件で試料番号１６７～１７５を実施した。結果を表１２に示す。なお、表１２に記載した全ての実施例の熱処理条件は同一である。

表１２より、実験例５で新たに実施した試料番号１６７～１７５は全てコアロスの温度特性が良好となった。Ｃｏを含まずＮｉのみを含む試料番号１７５と比較して、試料番号１２７、１６７～１７４はコアロスの温度特性が特に良好となった。

（実験例６）
試料番号１ａについてＦｅとＸ２との含有割合、および／または、Ｘ２の種類を変化させた点以外は同条件で試料番号１７６～２２８を実施した。結果を表１３Ａ～表１３Ｄに示す。なお、表１３Ａ～表１３Ｄに記載した全ての実施例の熱処理条件は同一である。

表１３Ａ～表１３Ｄより、実験例６で新たに実施した試料番号１７６～２２３は全てコアロスの温度特性が良好となった。

（実験例７）
（試料Ｎｏ．１ｐ－１、１ｐ－２）
組成が原子数比でＦｅ_0.820Ｎｂ_0.060Ｂ_0.090Ｐ_0.030である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。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、１５００℃の溶融状態の金属とした後に、ガス加熱温度３０℃とし、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としてガスアトマイズ法により粉末を作製した。また、得られる軟磁性金属粉末の平均粒径（Ｄ５０）が２４μｍとなるようにふるい分けにより分級した。

次に、得られた粉末に対して表１４に示す条件で熱処理を行った。

得られた粉末に対し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ）により、熱処理後の粉末がα－Ｆｅである結晶子を含むことを確認した。さらに、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた観察を行った。ＴＥＭを用いた観察では、倍率を１．００×１０⁵～３．００×１０⁵倍とし、観察範囲の大きさを１２８ｎｍ×１２８ｎｍとした。厚さが２０ｎｍになるようにＦＩＢを用いてＴＥＭサンプルを作製した。ＴＥＭサンプルの厚みの確認は電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）により行った。ＴＥＭを用いた観察により、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚み、アモルファス相の厚みの標準偏差を算出した。

得られた熱処理後の粉末の組成と母合金の組成とが変化していないことをＩＣＰ分析にて確認した。

次に、作製した軟磁性合金の粉末を用いて磁気コア（トロイダルコア）を作製した。まず、各粉末に対して絶縁バインダとなるフェノール樹脂を、フェノール樹脂量が全体の３質量％になるよう混合した。次に、攪拌機として一般的なプラネタリーミキサーを用いて５００μｍ程度の造粒粉となるように造粒した。次に、得られた造粒粉を面圧４ｔｏｎ／ｃｍ²（３９２ＭＰａ）で成形し、外径１８ｍｍ、内径１０ｍｍ、高さ６．０ｍｍのトロイダル状の成形体を作製した。得られた成形体を１５０℃で硬化させ、トロイダルコアを作製した。

さらに、得られたトロイダルコアについて、コアロスの温度特性を評価した。具体的には、－３０℃、－１０℃、０℃、１０℃、３０℃、５０℃、８０℃、１００℃、１２０℃、１４０℃のそれぞれの温度でＢＨアナライザ〔ＳＹ８２１７：岩通計測製〕を用いて、測定周波数：６００ｋＨｚ、最大磁束密度：６０ｍＴの条件で測定した。そして、各温度でのコアロスについて、３０℃でのコアロスからの変化率を算出した。コアロスの変化率の絶対値が最も大きくなる場合におけるコアロスの変化率の絶対値をコアロス最大変化率とした。結果を表１４に示す。なお、評価基準は実験例１と同一とした。

比較のために、合金形状が薄帯形状である点以外は試料Ｎｏ．１ｐ－２と実質的に同条件で実施した試料Ｎｏ．１の結果を表１４に示す。

（試料Ｎｏ．１２７ｐ－１、１２７ｐ－２）
組成が原子数比で（Ｆｅ_0.800Ｃｏ_0.200）_0.825Ｎｂ_0.060Ｂ_0.080Ｐ_0.030Ｃｕ_0.005である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。

試料Ｎｏ．１２７ｐ－１については、以降の工程はＴ_1st以外、試料Ｎｏ．１ｐ－１と同様とした。試料Ｎｏ．１２７ｐ－２については、以降の工程はＴ_1st以外、試料Ｎｏ．１ｐ－２と同様とした。結果を表１４に示す。

比較のために、合金形状が薄帯形状である点以外は試料Ｎｏ．１２７ｐ－２と実質的に同条件で実施した試料Ｎｏ．１２７の結果を表１４に示す。

表１４より、実験例７で新たに実施した試料番号１ｐ－１、１２７ｐ－１は熱処理条件が不適切であったため、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差が所定の範囲外となった。その結果、コアロスの温度特性が悪化した。また３段階の熱処理を行った試料番号１ｐ－２、１２７ｐ－２は適切な熱処理が行われたため、結晶子の合計面積比率、アモルファス相の平均厚みおよびアモルファス相の厚みの標準偏差が所定の範囲内となった。その結果、コアロスの温度特性が良好となった。

１…軟磁性合金
１１…結晶子
１３…アモルファス相
３１…ノズル
３２…溶融金属
３３‥ロール
３４…軟磁性合金薄帯
３５…チャンバー

Claims (12)

1. Ｆｅを含む軟磁性合金であり、
   前記軟磁性合金は、結晶子と、前記結晶子の周囲に存在するアモルファス相とを含み、
   前記軟磁性合金の断面における前記結晶子の合計面積比率が４０％以上６０％未満であり、
   前記アモルファス相の平均厚みが３．０ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下であり、前記アモルファス相の厚みの標準偏差が１０．０ｎｍ以下である軟磁性合金。
2. 前記結晶子の平均粒径が１５．０ｎｍ以下である請求項１に記載の軟磁性合金。
3. さらにＭを含み、
   ＭはＮｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＷから選択される１種以上である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. Ｍの合計含有量が３．５ａｔ％以上１０．０ａｔ％以下である請求項３に記載の軟磁性合金。
5. さらにＰを含み、
   Ｐの含有量が０より大きく６．０ａｔ％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. さらにＣｕを含み、
   Ｃｕの含有量が０より大きく３．０ａｔ％以下である請求項１～５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. さらにＣｏを含み、
   Ｃｏの含有量が０より大きくＦｅの含有量以下である請求項１～６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を含む軟磁性合金薄帯。
9. 請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金を含む軟磁性合金粉末。
10. 請求項８に記載の軟磁性合金薄帯が積層されてなる磁性部品。
11. 請求項８に記載の軟磁性合金薄帯が巻き回されてなる磁性部品。
12. 請求項９に記載の軟磁性合金粉末を含む磁性部品。

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