JP7725366B2 - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

軟磁性合金および磁性部品

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Description

本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。
特許文献１には、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂを基本成分とする非晶質合金を熱処理することにより、α－Ｆｅを主体としＳｉやＢ等が固溶しているナノサイズの結晶を析出させたＦｅ基軟磁性合金が開示されている。
特許文献２には、Ｆｅを主成分としＳｉを含む合金を熱処理することにより、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金が開示されている。当該軟磁性合金はＦｅ基ナノ結晶および非晶質からなる。
非特許文献１には、後述する図４および図５に示す微細構造を有する軟磁性合金が開示されている。具体的には、図４に示すようにα－Ｆｅ相１１、非晶質相１３、および、ＴａＣ相（後述するＭ－Ｚ化合物相１５）を含む軟磁性合金、および、図５に示すようにα－Ｆｅ化合物相１１、および、ＴａＣ相（後述するＭ－Ｚ化合物相１５）を含む軟磁性合金が開示されている。
特許第２７１３３６３号公報 特許第６４６０２７６号公報
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ， ＪＩＭ， Ｖｏｌ．３６， Ｎｏ．７（１９９５）， ｐｐ．９５２ ｔｏ ９６１
本発明は、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い保磁力Ｈｃとを有する軟磁性合金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と、少なくとも１種のメタロイド元素と、を含む軟磁性合金であって、
非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、
Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数が０．７００以上であることを特徴とする。
本発明の軟磁性合金は、上記の特徴を有することにより、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い保磁力Ｈｃとを有する軟磁性合金を提供することができる。
さらに少なくとも１種のＭを含んでもよく、Ｍは４～６族の遷移元素であり、
Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のＭの原子濃度と、の決定係数が０．７００以上であってもよい。
Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成を有する軟磁性合金であってもよく、
Ｍは４～６族の遷移金属から選択される１種以上、ＺはＣ，Ｐ，Ｓｉ，Ｂ，Ｇｅから選択される２種以上であり、
Ｚのうち前記軟磁性合金全体に対する原子数比で最も含有割合が高い元素をＺ１とし、Ｚ１を除いて最も含有割合が高い元素をＺ２として、
Ｍの原子濃度とＺ１の原子濃度との決定係数が０．６００以上、またはＭの原子濃度とＺ２の原子濃度との決定係数が０．６００以上であってもよく、
Ｚ１の原子濃度とＺ２の原子濃度との決定係数が０．４００未満であってもよい。
Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成を有する軟磁性合金であってもよく、
Ｍは４～６族の遷移金属から選択される１種以上、ＺはＣ，Ｐ，Ｓｉ，Ｂ，Ｇｅから選択される２種以上であり、
Ｚのうち前記軟磁性合金全体に対する原子数比で最も含有割合が高い元素をＺ１とし、Ｚ１を除いて最も含有割合が高い元素をＺ２として、
Ｍの原子濃度とＺ１の原子濃度との決定係数が０．５００未満、またはＭの原子濃度とＺ２の原子濃度との決定係数が０．５００未満であってもよく、
Ｚ１の原子濃度とＺ２の原子濃度との決定係数が０．４００未満であってもよい。
前記Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成が組成式（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ ａ＋ｂ＋ｃ））Ｍ１ａＺｂＣｒｃで表されてもよく、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉから選択される１種以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素から選択される１種以上、
Ｍ１はＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷから選択される１種以上であり、
０．０３０≦ａ≦０．１４０
０．０３０≦ｂ≦０．２７５
０．０００≦ｃ≦０．０３０
０≦α（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））≦０．４００
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であってもよい。
０．０５０≦ｂ≦０．２００であってもよい。
０．７３０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９３０であってもよい。
Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成を有する軟磁性合金であってもよく、
前記軟磁性合金をＸＲＤにより得られるチャートにおいてＭ－Ｃ化合物のピークがなくてもよく、
前記軟磁性合金はＦｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８５ａｔ％以上である第１領域、および、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である第２領域を有してもよく、前記第２領域において、Ｍの原子濃度をＣの原子濃度で割った値であるＭ／Ｃの平均が１．０を上回ってもよい。
前記Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成が組成式（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ ａ＋ｂ１＋ｂ２＋ｃ））Ｍ１ａＣｂ３Ｚ３ｂ４Ｃｒｃで表されてもよく、
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，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素からなる群から選択される１つ以上、
Ｍ１はＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１つ以上、
Ｚ３はＰ，Ｂ，ＳｉおよびＧｅからなる群から選択される１つ以上であり、
０．０３０≦ａ≦０．１４０
０．００５≦ｂ３≦０．２００
０．０００≦ｂ４≦０．１８０
０．０００≦ｃ≦０．０３０
０≦α（１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ））≦０．４００
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であってもよい。
０．０４０≦ｂ３≦０．１２０であってもよい。
０．７３０≦１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）≦０．９３０であってもよい。
０．０５０≦ａ≦０．１４０であってもよい。
Ｆｅ基ナノ結晶を含んでもよい。
薄帯形状であってもよい。
粉末形状であってもよい。
薄膜形状であってもよい。
本発明に係る磁性部品は上記の軟磁性合金からなる。
Ｆｅの原子濃度およびＺの原子濃度から作成される散布図の一例である。 Ｆｅの原子濃度およびＺの原子濃度から作成される散布図の一例である。 本実施形態に係る軟磁性合金１の微細構造の模式図である。 従来の軟磁性合金１０１の微細構造の模式図である。 従来の軟磁性合金２０１の微細構造の模式図である。 軟磁性合金のＸＲＤによる結晶構造解析により得られるチャートの一例である。 図６のチャートをプロファイルフィッティングすることにより得られるパターンの一例である。 ３ＤＡＰ測定により得られるＦｅのマッピング画像である。 ３ＤＡＰ測定により得られるＴａのマッピング画像である。 ３ＤＡＰ測定により得られるＣのマッピング画像である。
以下、本発明を、図面に示す実施形態に基づき説明する。
本実施形態の軟磁性合金は、
Ｆｅと、少なくとも１種のメタロイド元素と、を含む軟磁性合金であって、
非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、
Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数が０．７００以上であることを特徴とする。
軟磁性合金に含まれる各元素の微視的な偏析や分散の状態を変化させることで、軟磁性合金の軟磁気特性が変化する。また、軟磁性合金に含まれる各元素の微視的な偏析や分散の状態は、軟磁性合金の組成および熱処理条件（軟磁性合金の熱履歴）により変化する。
軟磁性合金に含まれる２種類の元素について微視的な偏析や分散の状態を確認する方法について説明する。
軟磁性合金内の多数の測定箇所において、２種類の元素の原子濃度を測定する。そして、２種類の元素の原子濃度をそれぞれｘ軸とｙ軸として各測定箇所における２種類の元素の原子濃度をプロットして散布図を得る。そして、回帰分析を行うことで一次回帰式（ｙ＝ａｘ＋ｂ）を得ることができる。
ａが正である場合には、２種類の元素は各々に対して共存しやすく、凝集しやすい。ａが負である場合には、２種類の元素は各々に対して排他的になりやすく、分離しやすい。そして、２種類の元素が偏析しやすい。
Ｆｅとメタロイド元素とを含み非晶質とナノ結晶とが混在している軟磁性合金でＦｅの原子濃度とメタロイド元素の原子濃度から散布図を得る場合にはａが負となりやすい。すなわち、このような軟磁性合金では、Ｆｅとメタロイド元素とが各々に対して排他的になりやすく、分離しやすい。具体的には、ナノ結晶にＦｅが含まれやすくメタロイド元素が含まれにくい、非晶質にメタロイド元素が含まれやすくＦｅが含まれにくい。
図１、図２に散布図の一例を示す。なお、散布図ではｘ軸（横軸）をＦｅの原子濃度、ｙ軸（縦軸）をメタロイド元素の原子濃度としている。また、メタロイド元素をＺとしている。
ここで、一次回帰式から決定係数Ｒ２を求めることができる。そして、決定係数が大きいほど、上記の２種類の元素が互いに凝集または分散しやすい。すなわち、２種類の元素が各々に対して与える影響が大きい。逆に、決定係数が小さいほど、２種類の元素が各々に対して与える影響が小さい。
図１は決定係数が０．９程度の散布図である。図２は決定係数が０．６程度の散布図である。図１の方が図２と比較してナノ結晶にＦｅが含まれやすくＺが含まれにくい。さらに、図１の方が図２と比較して非晶質にＺが含まれやすくＦｅが含まれにくい。すなわち、図１の方が図２と比較してＦｅとＺとが分離している。そして、ＦｅとＺとを含み非晶質とナノ結晶とが混在している軟磁性合金でＦｅの原子濃度とＺの原子濃度から散布図を得る場合には、決定係数が大きいほど磁気特性が向上しやすいことを本発明者らは見出した。すなわち、ＦｅとＺとが分離しているほど磁気特性が向上しやすい。いいかえれば、Ｆｅがナノ結晶に凝集し、Ｚが非晶質に凝集しているほど磁気特性が向上しやすい。
軟磁性合金に含まれる各元素の微視的な偏析や分散の状態は、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）を用いて観察、測定することができる。
以下、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）について説明する。
３ＤＡＰは、３次元の原子配列情報を得るために用いられる装置である。以下、３ＤＡＰを用いた測定の手順について説明する。まず、針状に加工した試料に高電圧を印加し、さらにレーザーパルスを加える。このことにより試料の先端で電解蒸発が発生する。電解蒸発により発生したイオンを２次元検出器が検出することにより試料の原子配列を特定することができる。同時に、イオンの飛行時間からイオン種も特定することができる。
そして、ソフトウェアを用いて３ＤＡＰにより得られる測定データを解析することにより、観察範囲を任意の大きさに設定した多数の六面体のグリッドで仮想的に分割することができる。各六面体のグリッドはそれぞれ、測定データから計算された組成情報を持つ。そのため、微視的な組成情報を統計的に扱い、解析することができる。したがって、３ＤＡＰを用いることで、試料の微視的な組成の揺らぎを３次元的に観察することができる。そして、試料中の原子配置を観察することができる。すなわち、試料に含まれる各元素の微視的な偏析や分散を観察することができる。
本発明者らは組成および熱処理条件を変化させて作製した試料について、３ＤＡＰを用いて各元素の微視的な偏析や分散を観察した。さらに、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁気特性（飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃなど）の測定を行った。その結果、軟磁性合金の組成および熱処理条件を変化させることにより、軟磁性合金に含まれる各元素の濃度分布が変化することを見出した。さらに、軟磁性合金の組成および熱処理条件を変化させることにより、各元素の濃度分布の他の元素の濃度分布に対する依存性が変化することを見出した。さらに、軟磁性合金の微小領域におけるＦｅ元素とメタロイド元素との濃度比のバラつきが軟磁性合金の磁気特性と大きな相関を持つことを見出した。なお、メタロイド元素としては、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｐｏ、Ａｔなどが挙げられる。
３ＤＡＰでの試料の測定条件の一例を以下に示す。各辺の長さが少なくとも４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体または立方体を測定範囲として測定を行う。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体または立方体（測定範囲）を１辺の長さが２ｎｍである立方体形状のグリッドに仮想的に分割する。すなわち、個々に組成情報を持つグリッドが２０×２０×２５＝１００００個以上存在する。なお、測定範囲の形状には特に制限はなく、１００００個以上のグリッドが連続して存在していればよい。そして、個々に組成情報を持つ多数のグリッドを統計的に扱い、解析することができる。本発明者らは、Ｆｅの原子濃度と少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度との決定係数Ｒ２を求める解析法を見出した。具体的には、各グリッドにおけるＦｅの原子濃度および少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度から散布図を作成する。次に、回帰分析を行うことで一次回帰式を得ることができる。そして、一次回帰式から決定係数Ｒ２を求めることができる。以下、当該メタロイド元素をＺとして、Ｆｅの原子濃度とＺの原子濃度との決定係数をＲ２（Ｆｅ－Ｚ）と記載する場合がある。また、その他の決定係数についても同様の表記を行う場合がある。
Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ）を０．７００以上とすることで、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い保磁力Ｈｃとを有する軟磁性合金を得ることができる。これは、本実施形態の軟磁性合金は、非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、ナノ結晶相にＦｅが凝集し、非晶質相にメタロイド元素が凝集することでＲ２（Ｆｅ－Ｚ）が上昇するためである。これに対しナノ結晶相にメタロイド元素が高濃度で含まれるほどＲ２（Ｆｅ－Ｚ）が低下し、特に飽和磁束密度Ｂｓが低下する。
軟磁性合金はＦｅおよび少なくとも１種のメタロイド元素の他に、さらに少なくとも１種のＭを含んでもよい。Ｍは４～６族の遷移金属である。そして、各グリッドにおけるＦｅの原子濃度および少なくとも１種のＭの原子濃度から上記の方法で決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）を求めることができる。Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）が０．７００以上であることが好ましい。Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）が０．７００以上であることにより、磁気特性、特にＢｓが向上しやすくなる。これは、本実施形態の軟磁性合金は、非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、ナノ結晶相にＦｅが凝集し、非晶質相にＭ元素が凝集することでＲ２（Ｆｅ－Ｍ）が上昇するためである。逆に、ナノ結晶相にＭ元素が高濃度で含まれるほどＲ２（Ｆｅ－Ｍ）が低下し、特に飽和磁束密度Ｂｓが低下する。
以下、さらに具体的に組成を特定する場合について、説明する。具体的には、Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成の場合、および、Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成の場合について、説明する。
（１）Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成と決定係数
本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成を有する軟磁性合金であってもよい。 Ｍは４～６族の遷移金属から選択される１種以上、ＺはＣ，Ｐ，Ｓｉ，Ｂ，Ｇｅから選択される２種以上である。
Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成とは、主にＦｅ、ＭおよびＺを含む組成のことである。また、Ｆｅの一部をＣｏおよび／またはＮｉで置換してもよい。具体的には、Ｆｅ全体に対して４０ａｔ％以下、Ｃｏおよび／またはＮｉで置換してもよい。また、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計含有量が軟磁性合金全体に対して７３ａｔ％以上であってもよい。なお、軟磁性合金がＦｅ－Ｍ－Ｚ系の組成である場合には、軟磁性合金におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭおよびＺ以外の元素の含有量が軟磁性合金全体に対して合計で２５ａｔ％以下である。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭおよびＺ以外の元素としては、例えば、Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素が挙げられる。
Ｍは４～６族の遷移金属から選択される１種以上である。例えば、Ｔａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上であってもよい。ＺはＣ，Ｐ，Ｓｉ，Ｂ，Ｇｅから選択される２種以上である。なお、ＭとＺは互いに結合してＭ－Ｚ化合物の結晶を形成可能であってもよい。以下、Ｔａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上の元素をＭ１とする。Ｍ１以外のＭとしてはＣｒが挙げられる。
本実施形態の軟磁性合金では、Ｍ１の含有量が３．０ａｔ％以上１４．０ａｔ％以下であってもよく、７．０ａｔ％以上９．０ａｔ％以下であってもよい。Ｚの含有量が３．０ａｔ％以上２７．５ａｔ％以下であってもよく、５．０ａｔ％以上１６．０ａｔ％以下であってもよい。Ｃｒの含有量が０ａｔ％以上３．０ａｔ％以下であってもよい。すなわち、本実施形態の軟磁性合金はＣｒを含まなくてもよい。また、本実施形態の軟磁性合金では、Ｍ１全体に対して３ａｔ％以上、Ｔａを含むことが、特に飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすく保磁力Ｈｃを低下させやすいため好ましい。また、Ｍ１全体に対して４０ａｔ％以上、Ｔａを含んでいてもよい。
本実施形態の軟磁性合金の微細構造には特に制限はない。本実施形態の軟磁性合金は、ＭおよびＺを含むが、Ｍ－Ｚ化合物の結晶が析出していなくてもよく、Ｍ－Ｚ化合物を実質的に含まないことが好ましい。そして、アモルファスとしてＭおよびＺを含んでもよい。すなわち、図３に示すように、本実施形態の軟磁性合金１は結晶からなるα－Ｆｅ相１１および非晶質相１３を含むが、図４、図５に示すようなＭ－Ｚ化合物相１５を実質的に含まないことが好ましい。
Ｍ－Ｚ化合物相１５を実質的に含まないとは、軟磁性合金をＸＲＤにより得られるチャートにおいてＭ－Ｚ化合物のピークがないことを指す。すなわち、Ｍ－Ｚ化合物の結晶を実質的に含まない。「ＸＲＤにより得られるチャートにおいてＭ－Ｚ化合物のピークがない」とは、バックグラウンドを除去した後のチャートにおいて、α－Ｆｅ（１１０）のピークの強度に対してＭ－Ｚ化合物の（２００）のピークの強度が５％以下であることをいう。１％以下であってもよい。一般的にＸＲＤによる定量分析の精度が相対誤差１～５％程度、またはそれ以上であることからも、このＭ－Ｚ化合物の結晶を実質的に含まないことの基準は妥当であると考えらえる。
ここで、Ｚのうち前記軟磁性合金全体に対する原子数比で最も含有割合が高い元素をＺ１とし、Ｚ１を除いて最も含有割合が高い元素をＺ２とする。すなわち、Ｚ１およびＺ２は軟磁性合金の組成において比較的、高濃度なメタロイド元素である。なお、２種類以上の元素の含有割合が同一である場合には、Ｃ，Ｐ，Ｂ，Ｓｉ，Ｇｅの順に含有割合が高いとする。なお、Ｚ１、Ｚ２以外のＺの合計含有割合には特に制限はない。例えばＺ全体を１００ａｔ％として５０ａｔ％以下であってもよい。
Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成を有する軟磁性合金では、軟磁性合金に含まれる各元素の微視的な偏析や分散の状態を変化させることで、軟磁性合金の軟磁気特性が変化する。また、軟磁性合金に含まれる各元素の微視的な偏析や分散の状態は、軟磁性合金の組成および熱処理条件（軟磁性合金の熱履歴）により変化する。
軟磁性合金に含まれる各元素の微視的な偏析や分散の状態は、上記の通り、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）を用いて観察、測定することができる。
本発明者らは、組成および熱処理条件を変化させて作製した試料について、３ＤＡＰを用いて各元素の微視的な偏析および分散を観察した。さらに、ＶＳＭを用いて磁気特性の測定を行った。その結果、軟磁性合金の微小領域における遷移金属とメタロイドの濃度比のバラつきが軟磁性合金の磁気特性と大きな相関を持つことを見出した。なお、３ＤＡＰによる観察条件は上記の観察条件と同様とすることができる。
３ＤＡＰでの試料の測定範囲、および、グリッドの設定等は上記の通りである。そして、本発明者らは、各グリッドにおける遷移金属、すなわち、Ｍの原子濃度、Ｚ１の原子濃度およびＺ２の原子濃度から、Ｍの原子濃度とＺ１の原子濃度、Ｍの原子濃度とＺ２の原子濃度、Ｚ１の原子濃度とＺ２の原子濃度で、解析を行った。以下、Ｍの原子濃度とＺ１の原子濃度との決定係数をＲ２（Ｍ－Ｚ１）、Ｍの原子濃度とＺ２の原子濃度との決定係数をＲ２（Ｍ－Ｚ２）、Ｚ１の原子濃度とＺ２の原子濃度との決定係数をＲ２（Ｚ１－Ｚ２）と記載する場合がある。
Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）が０．６００以上、またはＲ２（Ｍ－Ｚ２）が０．６００以上であってもよく、Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）が０．４００未満であってもよい。Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）とＲ２（Ｍ－Ｚ２）のうち、０．６００以上ではない方は０．５００未満であってもよい。
別の観点では、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）が０．５００未満、またはＲ２（Ｍ－Ｚ２）が０．５００未満であってもよく、Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）が０．４００未満であってもよい。Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）とＲ２（Ｍ－Ｚ２）のうち、０．５００未満ではない方は０．６００以上であってもよい。
Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）またはＲ２（Ｍ－Ｚ２）が０．５００未満である場合、または、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）またはＲ２（Ｍ－Ｚ２）が０．６００以上である場合には、保磁力Ｈｃが低下する。また、飽和磁束密度Ｂｓは上昇する。
また、Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）が小さい場合には、保磁力Ｈｃが低くなる。
本発明者らは、軟磁性合金に含まれる非晶質相を不均一とし、ＭやＺの濃度の局所的なバラつきを制御することにより、軟磁性合金の飽和磁束密度Ｂｓが高くなり、保磁力Ｈｃが低くなることを見出した。具体的には、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）またはＲ２（Ｍ－Ｚ２）が０．６００以上であり、Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）が０．４００未満である場合に、軟磁性合金の飽和磁束密度Ｂｓが高くなり、保磁力Ｈｃが低くなることを見出した。また、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）またはＲ２（Ｍ－Ｚ２）が０．５００未満であり、Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）が０．４００未満である場合にも、軟磁性合金の飽和磁束密度Ｂｓが高くなり、保磁力Ｈｃが低くなることを見出した。
なお、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）およびＲ２（Ｍ－Ｚ２）の上限および下限には特に制限はない。例えば、０．７５０以下であってもよい。また、０．３０８以上であってもよい。さらに、Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）の下限には特に制限はない。Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）は０．１００以上であってもよく、０．２０３以上であってもよい。
また、本実施形態の軟磁性合金は、前記Ｆｅ－Ｍ－Ｚ系の組成が組成式（Ｆｅ（１－（ α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））Ｍ１ａＺｂＣｒｃで表され、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉから選択される１種以上、
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素から選択される１種以上、
Ｍ１はＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷから選択される１種以上であってもよく、
０．０３０≦ａ≦０．１４０
０．０３０≦ｂ≦０．２７５
０．０００≦ｃ≦０．０３０
０≦α（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））≦０．４００
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であってもよい。
Ｍ１の含有量（ａ）は０．０５０≦ａ≦０．１４０を満たしていてもよく、０．０７０≦ａ≦０．０９０であってもよい。ａが大きくても小さくても、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなり、飽和磁束密度Ｂｓが低くなりやすくなる。
Ｍ１としてＴａを含むことが、特に飽和磁束密度Ｂｓが高くなりやすく保磁力Ｈｃが低くなりやすくなるため好ましい。また、Ｍ１全体に対して３ａｔ％以上、Ｔａを含んでいてもよく、４０ａｔ％以上、Ｔａを含んでいてもよい。
Ｚの含有量（ｂ）は０．０５０≦ｂ≦０．２００を満たしていてもよく、０．０５０≦ｂ≦０．１６０であってもよい。ｂが大きくても小さくても、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。ｂが大きい場合には、さらに飽和磁束密度Ｂｓが低くなりやすくなる。
Ｚ１がＣ、Ｚ２がＰ、ＢまたはＳｉであってもよく、Ｚ１がＣ、Ｚ２がＰであってもよい。保磁力Ｈｃが低くなりやすくなる。また、Ｚの含有量に対するＺ２の含有量は原子数比で０．０３７５以上１．００以下であってもよく、０．１２５以上１．００以下であってもよい。Ｚの含有量に対するＺ２の含有量が０．１２５以上１．００以下であることにより、保磁力Ｈｃが低くやすくなる。
Ｃｒの含有量（ｃ）は０．０００≦ｃ≦０．０１０を満たしてもよい。Ｃｒの含有量が多い場合には、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなり、飽和磁束密度Ｂｓが低くなりやすくなる。
Ｆｅの含有量（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））は０．５８５≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９３０であってもよく、０．７３０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９３０であってもよく、０．７３０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．８９０であってもよい。１－（ａ＋ｂ＋ｃ）を上記の範囲内とすることで、軟磁性合金の非晶質形成能が高くなり、軟磁性合金の製造時に結晶粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が生じにくくなる。
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がＮｉであると保磁力Ｈｃを低下させる効果があり、Ｃｏであると飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすい。Ｘ１の種類を適宜選択することができる。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４０ａｔ％以下であってもよい。すなわち、０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝≦０．４００を満たしてもよい。０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝≦０．１００を満たしてもよい。Ｘ１の原子数が大きくなると、磁歪が大きくなり、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素から選択される１種以上である。また、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３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝≦０．０３０を満たすことが好ましい。
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の半分以下としてもよい。すなわち、０≦α＋β≦０．５０としてもよい。
さらに、本実施形態の軟磁性合金は上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００重量％に対して各々０．１重量％以下、含んでいてもよい。
また、本実施形態の軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を含む構造を有していてもよい。
ここで、Ｆｅ基ナノ結晶とは、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である結晶のことである。本実施形態においては、平均粒径が５～３０ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶を析出させることが好ましい。
また、非晶質からなる軟磁性合金を熱処理する場合には、軟磁性合金中にＦｅ基ナノ結晶を析出しやすい。言いかえれば、上記の組成を有し、非晶質からなる軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を含む構造を有する本実施形態の軟磁性合金の出発原料としやすい。
また、熱処理前の軟磁性合金は、非晶質のみからなる構造を有していてもよく、微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有していてもよい。なお、上記の微結晶は平均粒径が０．３～１０ｎｍであってもよい。
以下、軟磁性合金の非晶質化率について説明する。
本実施形態に係る軟磁性合金が後述するバルクである場合には、下記式（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上である軟磁性合金は非晶質からなる構造を有し、非晶質化率Ｘが８５％未満である軟磁性合金は結晶からなる構造を有するとする。
Ｘ＝１００－（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）…（１）
Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
Ｉａ：非晶質性散乱積分強度
非晶質化率Ｘは、軟磁性合金に対してＸＲＤによる結晶構造解析を実施し、相の同定を行い、結晶化したＦｅ又は化合物のピーク（Ｉｃ：結晶性散乱積分強度、Ｉａ：非晶質性散乱積分強度）を読み取り、そのピーク強度から結晶化率を割り出し、上記式（１）により算出する。以下、算出方法をさらに具体的に説明する。
本実施形態に係る軟磁性合金についてＸＲＤによる結晶構造解析を行い、図６に示すようなチャートを得る。これを、下記式（２）のローレンツ関数を用いて、プロファイルフィッティングを行い、図７に示すような結晶性散乱積分強度を示す結晶成分パターンαｃ、非晶質性散乱積分強度を示す非晶成分パターンαａ、およびそれらを合わせたパターンαｃ＋ａを得る。得られたパターンの結晶性散乱積分強度および非晶質性散乱積分強度から、上記式（１）により非晶質化率Ｘを求める。なお、測定範囲は、非晶質由来のハローが確認できる回析角２θ＝３０°～６０°の範囲とする。この範囲で、ＸＲＤによる実測の積分強度とローレンツ関数を用いて算出した積分強度との誤差が１％以内になるようにする。
本実施形態に係る軟磁性合金が後述する薄膜である場合には、Ｉｎ－Ｐｌａｎｅ回折測定の方法を用いてＸＲＤによる結晶構造解析を実施してもよい。この場合には、バルクに対して通常の方法を用いてＸＲＤによる結晶構造解析を行う場合と同様のチャートが得られる。バルクのチャートに対して行う解析と同様の解析を薄膜のチャートに対して行うことで非晶質化率Ｘを算出することが可能である。
（２）Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成とＭ／Ｃ
本実施形態の軟磁性合金は、Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成を有する軟磁性合金であってもよい。
Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成とは、主にＦｅ、ＭおよびＣを含む組成のことである。また、Ｆｅの一部をＣｏおよび／またはＮｉで置換してもよい。具体的には、Ｆｅ全体に対して４０ａｔ％以下、Ｃｏおよび／またはＮｉで置換してもよい。また、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計含有量が軟磁性合金全体に対して７０ａｔ％以上であってもよい。なお、軟磁性合金がＦｅ－Ｍ－Ｃ系の組成である場合には、軟磁性合金におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭおよびＣ以外の元素の含有量が軟磁性合金全体に対して合計で２５ａｔ％以下である。Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、ＭおよびＣ以外の元素としては、例えば、Ｐ，Ｂ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ，Ｓおよび希土類元素が挙げられる。
Ｍは、Ｃと結合してＭ－Ｃ化合物の結晶を形成可能な金属元素である。Ｍとしては、例えば、Ｔａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１つ以上が挙げられる。本実施形態の軟磁性合金では、Ｍの含有量が３ａｔ％以上であってもよく、Ｍの含有量が３ａｔ％以上１４ａｔ％以下であってもよく、５ａｔ％以上１２ａｔ％以下であってもよい。また、本実施形態の軟磁性合金では、Ｍ全体に対して３ａｔ％以上、Ｔａを含むことが、特に飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすく保磁力Ｈｃを低下させやすいため好ましい。また、Ｍ全体に対して４０ａｔ％以上、Ｔａを含んでいてもよい。
本実施形態の軟磁性合金では、Ｃの含有量が０．５ａｔ％以上であってもよく、４ａｔ％以上であってもよい。
本実施形態の軟磁性合金は、ＸＲＤにより得られるチャートにおいてＭ－Ｃ化合物のピークがない。すなわち、Ｍ－Ｃ化合物の結晶を実質的に含まない。「ＸＲＤにより得られるチャートにおいてＭ－Ｃ化合物のピークがない」とは、バックグラウンドを除去した後のチャートにおいて、α－Ｆｅ（１１０）のピークの強度に対してＭ－Ｃ化合物の（２００）のピークの強度が５％以下であることをいう。１％以下であってもよい。一般的にＸＲＤによる定量分析の精度が相対誤差１～５％程度、またはそれ以上であることからも、このＭ－Ｃ化合物の結晶を実質的に含まないことの基準は妥当であると考えらえる。
本実施形態の軟磁性合金は、ＭおよびＣを含むが、Ｍ－Ｃ化合物の結晶が析出せずＭ－Ｃ化合物を実質的に含まない。そして、アモルファスとしてＭおよびＣを含む。すなわち、図３に示すように、本実施形態の軟磁性合金１は結晶からなるα－Ｆｅ相１１および非晶質相１３を含むが、Ｍ－Ｃ化合物を実質的に含まない。
これに対し、従来の軟磁性合金は、図４および図５に示すように、Ｍ－Ｃ化合物からなるＭ－Ｃ化合物相１５を含む。図４に示す非晶質相１３を含む軟磁性合金１０１と図５に示す非晶質相１３を含まない軟磁性合金２０１との作り分けは、主に軟磁性合金全体におけるＭ／Ｃの原子数比を制御することで可能となる。軟磁性合金全体におけるＭ／Ｃの原子数比が１．０より大きい場合には軟磁性合金１０１が非晶質相１３を含みやすくなる。Ｍ／Ｃの原子数比が１．０以下である場合には軟磁性合金２０１が実質的にα－Ｆｅ相１１およびＭ－Ｃ化合物相１５のみを含みやすくなる。また、図４に示す軟磁性合金１０１と図５に示す軟磁性合金２０１とでは、図５に示す軟磁性合金２０１の方が保磁力は低くなりやすい。さらに、熱処理温度を変化させることで図４および図５に示す微細構造の他にも様々な微細構造となり得る。
本実施形態の軟磁性合金は、さらに、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８５ａｔ％以上である第１領域、および、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である第２領域を有する。第１領域、第２領域およびその他の領域の区別は、３ＤＡＰを用いて行う。なお、３ＤＡＰを用いた測定を行う箇所には特に制限はない。軟磁性合金の表面でもよく、軟磁性合金を切断して得られる切断面でもよい。
３ＤＡＰを用いてＭ／Ｃの原子数比を測定する方法の一例を以下に示す。まず、各辺の長さが少なくとも４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体または立方体を測定範囲として測定を行う。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体または立方体（測定範囲）を１辺の長さが１ｎｍの立方体形状であるグリッドに仮想的に分割する。すなわち、個々に組成情報を持つグリッドが４０×４０×５０＝８００００個以上存在する。なお、本実施形態にかかる測定範囲について、測定範囲の形状には特に制限はなく、８００００個以上のグリッドが連続して存在していればよい。そして、個々に組成情報を持つ多数のグリッドを統計的に扱い、解析することができる。
各グリッドのうちＦｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８５ａｔ％以上であるグリッドが第１領域を構成するグリッド（第１領域グリッド）となる。また、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下であるグリッドが第２領域を構成するグリッド（第２領域グリッド）となる。なお、第１領域が概ね結晶からなり、第２領域が概ね非晶質からなる。
上記の３ＤＡＰを用いる測定は互いに異なる測定範囲を設定して少なくとも２回以上、好ましくは３回以上、行う。そして、各測定で得られた第１領域の体積割合を平均することで軟磁性合金に占める第１領域の体積割合を算出する。第２領域の体積割合についても同様である。
なお、軟磁性合金に占める第１領域の体積割合、および、第２領域の体積割合については特に制限はない。第１領域の体積割合は５ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下であってもよい。第２領域の体積割合は１０ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下であってもよい。軟磁性合金に占める第１領域の体積割合は上記の８００００個以上のグリッドに含まれる第１領域グリッドの個数割合と同一であるとしてよい。軟磁性合金に占める第２領域の体積割合は上記の８００００個以上のグリッドに含まれる第２領域グリッドの個数割合と同一であるとしてよい。
ＣｏおよびＮｉを含まず、ＭがＴａのみである本実施形態の軟磁性合金に対して３ＤＡＰ測定を行い、各元素のマッピング画像を作製した結果が図８～図１０である。Ｆｅの含有量が多い箇所ほどＴａの含有量およびＣの含有量が少ないことが分かる。
そして、各第２領域グリッドにおいて、Ｍの原子濃度をＣの原子濃度で割った値であるＭ／Ｃ比をそれぞれ算出して平均した値が１．０を上回る。
以上より、Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成を有する軟磁性合金は、Ｍ－Ｃ化合物の結晶を実質的に含まず、かつ、第２領域におけるＭの原子濃度をＣの原子濃度で割った値であるＭ／Ｃの平均が１．０を上回る。上記の特徴を有する軟磁性合金は、組成が同一でありＭ－Ｃ化合物の結晶を含む軟磁性合金や組成が同一であり第２領域におけるＭ／Ｃの平均が１．０以下である軟磁性合金と比較して飽和磁束密度Ｂｓが高くなりやすく、かつ、保磁力Ｈｃが低くなりやすい。第２領域におけるＭ／Ｃの平均は１．２以上２．８以下であってもよく、１．２以上２．５以下であってもよい。
また、本実施形態の軟磁性合金は、前記Ｆｅ－Ｍ－Ｃ系の組成が組成式（Ｆｅ（１－（ α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ））ＭａＣｂ３Ｘ３ｂ４Ｃｒｃで表されてもよく、
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，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素からなる群から選択される１つ以上、
ＭはＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１つ以上、
Ｘ３はＰ，Ｂ，ＳｉおよびＧｅからなる群から選択される１つ以上であってもよく、
０．０３０≦ａ≦０．１４０
０．００５≦ｂ３≦０．２００
０．０００≦ｂ４≦０．１８０
０．０００≦ｃ≦０．０３０
０≦α（１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ））≦０．４００
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であってもよい。
ＭはＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１つ以上である。Ｍは好ましくはＴａ，ＶおよびＷから選択される１つ以上であり、さらに好ましくはＴａである。
Ｍの含有量（ａ）は０．０３０≦ａ≦０．１４０を満たしてもよい。Ｍの含有量（ａ）は０．０５０≦ａ≦０．１４０であってもよい。ａが大きくても小さくても、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。ａが大きい場合には、特に保磁力Ｈｃが高くなりやすくなり、さらに飽和磁束密度Ｂｓも低くなりやすくなる。ａが小さい場合には、特に保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。
Ｃの含有量（ｂ３）は０．００５≦ｂ３≦０．２００を満たしてもよい。また、０．０４０≦ｂ３≦０．１２０であってもよく、０．０４０≦ｂ３≦０．１００であってもよい。ｂ３が小さい場合には、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。ｂ３が大きい場合には、飽和磁束密度Ｂｓが低くなりやすくなり、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。
Ｘ３はＰ，Ｂ，ＳｉおよびＧｅからなる群から選択される１つ以上である。Ｐ，ＢおよびＳｉからなる群から選択される１つ以上であってもよい。
Ｘ３の含有量（ｂ４）は０．０００≦ｂ４≦０．１８０を満たしてもよい。０．００３≦ｂ４≦０．１８０であってもよく、０．０１０≦ｂ４≦０．０８０であってもよい。ｂ４が小さい場合には、非晶質形成能が低下しやすくなり、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。ｂ４が大きい場合には、飽和磁束密度Ｂｓが低くなりやすくなり、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。
また、Ｃの含有量とＸ３の含有量との合計（ｂ３＋ｂ４）は０．０８０≦ｂ３＋ｂ４≦０．１３０であってもよい。ｂ３＋ｂ４が上記の範囲内であることにより、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。
Ｃｒの含有量（ｃ）は０．０００≦ｃ≦０．０３０を満たしてもよい。０．００３≦ｃ≦０．０３０であってもよい。ｃが大きいほど耐酸化性が向上する傾向があるが、ｃが大きいほど飽和磁束密度Ｂｓが低くなる傾向がある。
Ｆｅの含有量（１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ））は０．６４０≦１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）≦０．９３０であってもよく、０．７３０≦１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）≦０．９３０であってもよい。１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）を上記の範囲内とすることで、軟磁性合金の非晶質形成能が高くなり、軟磁性合金の製造時に結晶粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が生じにくくなる。
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がＮｉであると保磁力Ｈｃを低下させる効果があり、Ｃｏであると熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓを向上させやすい。Ｘ１の種類を適宜選択することができる。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４０ａｔ％以下であってもよい。すなわち、０≦α｛１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）｝≦０．４００を満たしてもよい。０≦α｛１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）｝≦０．１００を満たしてもよい。Ｘ１の原子数が大きくなると、磁歪が大きくなり、保磁力Ｈｃが高くなりやすくなる。
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、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。また、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３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）｝≦０．０３０を満たすことが好ましい。
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の半分以下としてもよい。すなわち、０≦α＋β≦０．５０としてもよい。
さらに、本実施形態の軟磁性合金は上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００重量％に対して各々０．１重量％以下、含んでいてもよい。
また、本実施形態の軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を含む構造を有していてもよい。
ここで、Ｆｅ基ナノ結晶とは、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である結晶のことである。本実施形態においては、平均粒径が５～３０ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶を析出させることが好ましい。
また、非晶質からなる軟磁性合金を熱処理する場合には、軟磁性合金中にＦｅ基ナノ結晶を析出しやすい。言いかえれば、上記の組成を有し、非晶質からなる軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を含む構造を有する本実施形態の軟磁性合金の出発原料としやすい。
また、熱処理前の軟磁性合金は、非晶質のみからなる構造を有していてもよく、微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有していてもよい。なお、上記の微結晶は平均粒径が０．３～１０ｎｍであってもよい。
以下、軟磁性合金の非晶質化率について説明する。
本実施形態に係る軟磁性合金が後述するバルクである場合には、下記式（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上である軟磁性合金は非晶質からなる構造を有し、非晶質化率Ｘが８５％未満である軟磁性合金は結晶からなる構造を有するとする。
Ｘ＝１００－（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）…（１）
Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
Ｉａ：非晶質性散乱積分強度
非晶質化率Ｘは、軟磁性合金に対してＸＲＤによる結晶構造解析を実施し、相の同定を行い、結晶化したＦｅ又は化合物のピーク（Ｉｃ：結晶性散乱積分強度、Ｉａ：非晶質性散乱積分強度）を読み取り、そのピーク強度から結晶化率を割り出し、上記式（１）により算出する。以下、算出方法をさらに具体的に説明する。
本実施形態に係る軟磁性合金についてＸＲＤによる結晶構造解析を行い、図６に示すようなチャートを得る。これを、下記式（２）のローレンツ関数を用いて、プロファイルフィッティングを行い、図７に示すような結晶性散乱積分強度を示す結晶成分パターンαｃ、非晶質性散乱積分強度を示す非晶成分パターンαａ、およびそれらを合わせたパターンαｃ＋ａを得る。得られたパターンの結晶性散乱積分強度および非晶質性散乱積分強度から、上記式（１）により非晶質化率Ｘを求める。なお、測定範囲は、非晶質由来のハローが確認できる回析角２θ＝３０°～６０°の範囲とする。この範囲で、ＸＲＤによる実測の積分強度とローレンツ関数を用いて算出した積分強度との誤差が１％以内になるようにする。
本実施形態に係る軟磁性合金が後述する薄膜である場合には、Ｉｎ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤを用いて結晶構造解析を実施してもよい。この場合には、バルクに対して通常の方法を用いてＸＲＤによる結晶構造解析を行う場合と同様のチャートが得られる。バルクのチャートに対して行う解析と同様の解析を薄膜のチャートに対して行うことで非晶質化率Ｘを算出することが可能である。
本実施形態の軟磁性合金の形状には特に制限はない。例えば、薄帯形状、粉末形状、薄膜形状が挙げられる。
以下の記載では、薄帯形状の軟磁性合金および粉末形状の軟磁性合金を総称してバルクと呼ぶことがある。さらに、薄膜形状の軟磁性合金のことを軟磁性合金薄膜または薄膜、薄帯形状の軟磁性合金のことを軟磁性合金薄帯または薄帯、粉末形状の軟磁性合金のことを軟磁性合金粉末または粉末、と略して呼ぶことがある。
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が、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法は下記の方法に限定されない。
本実施形態に係る軟磁性合金薄帯の製造方法の一例としては、単ロール法による軟磁性合金薄帯の製造方法がある。また、薄帯は連続薄帯であってもよい。
単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金薄帯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薄帯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薄帯とは通常、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い。例えば１２００～１５００℃としてもよい。
本実施形態では、ロールの温度には特に制限はない。例えば、室温～９０℃としてもよい。また、チャンバー内と噴射ノズル内との差圧（射出圧力）には特に制限はない。例えば２０～８０ｋＰａとしてもよい。
単ロール法においては、主にロール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、例えばノズルとロール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。例えば１０～８０μｍである。
後述する熱処理前の軟磁性合金薄帯は粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない。そして、熱処理前の軟磁性合金薄帯は非晶質のみからなる構造を有していてもよく、微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有していてもよい。そして、非晶質化率Ｘが８５％以上であってもよい。
なお、薄帯に粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が含まれているか否かを確認する方法には特に制限はない。例えば、粒径が３０ｎｍよりも大きい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、上記の微結晶の有無および平均粒径の観察方法については、特に制限はないが、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、回折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１．００×１０５～３．００×１０５倍で目視にて観察することで初期微結晶の有無および平均粒径を観察できる。
以下、軟磁性合金薄帯を熱処理して本実施形態に係る軟磁性合金薄帯を製造する方法について説明する。
各決定係数が所定の範囲内である軟磁性合金薄帯を製造するためには、特に熱処理条件を制御する。好ましくは、熱処理時の昇温速度を１００℃／ｍｉｎ以上という速い速度とし、昇温後の保持温度を４５０℃以上６５０℃以下とし、保持時間を０．１ｍｉｎ以上５ｍｉｎ以下という短い時間とする。また、保持後の降温速度は５０℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下とする。このように制御することで、Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数を０．７００以上にしやすくなる。Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のＭ元素の原子濃度と、の決定係数も０．７００以上にしやすくなる。さらに、ＭやＺの局所的なバラつきが特定の範囲内で存在し各決定係数が所定の範囲内である軟磁性合金薄帯を製造することができる。
熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ａｒガス中のような不活性雰囲気下、または真空中で行ってもよい。
また、熱処理により得られた軟磁性合金薄帯にＦｅ基ナノ結晶が含まれる場合の平均粒径の算出方法には特に制限はない。例えば透過電子顕微鏡を用いて観察することで算出できる。また、結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であることを確認する方法にも特に制限はない。例えばＸ線回折測定を用いて確認することができる。
本実施形態に係る軟磁性合金粉末の製造方法の一例としては、ガスアトマイズ法による軟磁性合金粉末の製造方法がある。
ガスアトマイズ法では、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いが、例えば１２００～１５００℃とすることができる。その後、前記溶融合金をガスアトマイズ装置で噴射させ、粉末を作製する。
このときの噴射条件を制御することにより、軟磁性合金粉末の粒子径を好適に制御することができる。
軟磁性合金粉末の粒子径には特に制限はない。例えば、Ｄ５０が１～１５０μｍである。なお、軟磁性合金粉末がＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有する場合には、軟磁性合金粉末１粒子に多数のＦｅ基ナノ結晶が含まれることが通常である。したがって、上記の軟磁性合金粉末の粒子径とＦｅ基ナノ結晶の結晶粒径とは異なる。
好適な噴射条件は溶融金属の組成や目標とする粒子径によっても異なるが、例えばノズル径０．５～３ｍｍ、溶融金属排出量１．５ｋｇ／ｍｉｎ以下、ガス圧５～１０ＭＰａである。
以上の方法により、熱処理前の軟磁性合金粉末が得られる。結晶子径を好適に制御するためには、この時点では軟磁性合金粉末が非晶質からなる構造を有することが好ましい。
以下、軟磁性合金粉末を熱処理して本実施形態に係る軟磁性合金粉末を製造する方法について説明する。
図３に示す微細構造を有する軟磁性合金粉末、すなわち、結晶からなるα－Ｆｅ相１１および非晶質相１３を含むが、Ｍ－Ｚ化合物を含まない軟磁性合金粉末を製造するためには、特に熱処理条件を制御する。好ましくは、熱処理時の昇温速度を１００℃／ｍｉｎ以上という速い速度とし、昇温後の保持温度を４５０℃以上６５０℃以下とし、保持時間を０．１ｍｉｎ以上３ｍｉｎ以下という短い時間とする。また、保持後の降温速度は５０℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下とする。このように制御することで、Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数を０．７００以上にしやすくなる。Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のＭ元素の原子濃度と、の決定係数も０．７００以上にしやすくなる。さらに、ＭやＺの局所的なバラつきが特定の範囲内で存在し各決定係数が所定の範囲内である軟磁性合金薄帯を製造することができる。
熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ｎ２ガス中やＡｒガス中のような不活性雰囲気下、または真空中で行ってもよい。
薄膜を成膜する方法には特に制限はない。例えばスパッタ法、蒸着法により薄膜を成膜することができる。以下、スパッタ法により薄膜を成膜する場合について説明する。
成膜は複数種類のターゲットを用いて多元スパッタにより同時成膜してもよく、ターゲットを適宜変更しながら単元スパッタにより成膜してもよい。多元スパッタにより同時成膜することが、バルクの結晶状態を再現した薄膜を作製することが容易であるため好ましい。
成膜時における基板の温度には特に制限はない。例えば２５℃～３５０℃とする。
基板の種類には特に制限はない。例えば熱酸化シリコン基板、シリコン基板、ガラス基板、セラミック基板、樹脂基板を用いることができる。セラミック基板としては、例えばチタン酸バリウム基板、ＡＬＴＩＣ基板が挙げられる。また、スパッタを行う前に適宜洗浄してもよい。
薄膜の膜厚には特に制限はない。例えば５０ｎｍ～５０μｍとしてもよい。さらに、薄膜を絶縁材料および／または高抵抗材料からなる膜と交互に積層させた多層膜としてもよい。絶縁材料および／または高抵抗材料の種類には特に制限はないが、例えばＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＮなどが挙げられる。また、絶縁材料および／または高抵抗材料は、比抵抗が１０００μΩ・ｃｍ以上である。
以下、軟磁性合金薄膜を熱処理して本実施形態に係る軟磁性合金薄膜を製造する方法について説明する。
図３に示す微細構造を有する軟磁性合金薄膜、すなわち、結晶からなるα－Ｆｅ相１１および非晶質相１３を含むが、Ｍ－Ｚ化合物を含まない軟磁性合金薄膜を製造するためには、特に熱処理条件を制御する。好ましくは、熱処理時の昇温速度を１００℃／ｍｉｎ以上という速い速度とし、昇温後の保持温度を４５０℃以上６５０℃以下とし、保持時間を０．１ｍｉｎ以上５ｍｉｎ以下という短い時間とする。また、保持後の降温速度は５０℃／ｍｉｎ以上１０００℃／ｍｉｎ以下とする。このように制御することで、Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数を０．７００以上にしやすくなる。Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のＭ元素の原子濃度と、の決定係数も０．７００以上にしやすくなる。さらに、ＭやＺの局所的なバラつきが特定の範囲内で存在し各決定係数が所定の範囲内である軟磁性合金薄帯を製造することができる。
熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ｎ２ガス中やＡｒガス中のような不活性雰囲気下、または真空中で行ってもよい。
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、軟磁性合金薄帯の場合には、コア、インダクタ、トランスおよびモータなどが挙げられる。軟磁性合金粉末の場合には、圧粉磁心が挙げられる。特に、インダクタ用、特にパワーインダクタ用の圧粉磁心として好適に用いることができる。また、軟磁性合金薄膜を用いた磁性部品、例えば薄膜インダクタ、磁気ヘッドにも好適に用いることができる。
そして、本実施形態に係る軟磁性合金は、例えば周知のＦｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ系軟磁性合金よりも高い飽和磁束密度Ｂｓを有する軟磁性合金とすることができる。また、本実施形態に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ系軟磁性合金より高い飽和磁束密度Ｂｓを有することが知られているＦｅ－Ｎｂ－Ｂ系軟磁性合金よりも低い保磁力Ｈｃを有する軟磁性合金とすることができる。さらに、本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅ－Ｎｂ－Ｂ系軟磁性合金よりも高い飽和磁束密度Ｂｓとすることも容易である。すなわち、本実施形態に係る軟磁性合金を用いた磁性部品は、例えばインダクタの場合では、直流重畳特性の向上、コアロスの低減およびインダクタンスの上昇を達成しやすくなる。すなわち、本実施形態に係る軟磁性合金を用いることで、周知のＦｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ系軟磁性合金やＦｅ－Ｎｂ－Ｂ系軟磁性合金を用いる場合よりも小型化、低消費電力化、および高効率化した磁性部品を得やすくなる。さらに、本実施形態に係る軟磁性合金を用いたトランスなどの磁性部品を電源回路に用いる場合には、エネルギー損失の低減による電源効率の向上を達成しやすくなる。
以下、本発明をさらに詳細な実施例に基づき説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されない。
（実験例１）
実験例１では、表１Ａ、表１Ｂに記載された軟磁性合金薄膜を作製した。以下、薄膜形状の軟磁性合金の製造方法について記載する。なお、以下に記載する各表には一部、空欄がある。これは、空欄の中に入る数値を算出していないことを示している。
まず、表１Ａ、表１Ｂに記載された組成を有する薄膜をスパッタ法により成膜した。成膜はマグネトロンスパッタ（株式会社エイコー製 ＥＳ３４０）を使用して行った。また、成膜は複数種類のターゲットを用いて多元スパッタにより同時成膜することで行った。
本実験例では、成膜時の基板の温度を２５０℃として複数の薄膜を成膜した。また、基板は熱酸化シリコン基板を６ｍｍ×６ｍｍに切断し、水、アセトン、ＩＰＡの順番に溶媒を用いて超音波洗浄を行った基板とした。薄膜の膜厚は１００ｎｍとした。また、チャンバー内のガス流量を２０ｓｃｃｍ、チャンバー内のガス圧を０．４Ｐａとした。
後述する熱処理前の各薄膜についてＸＲＤを用いて非晶質化率Ｘを測定した。熱処理前の薄膜は、後述する全ての実施例および比較例で非晶質化率Ｘが８５％以上であることを確認した。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微結晶の有無を確認した。その結果、熱処理前の薄膜は、後述する全ての実施例および比較例で微結晶を含まないことを確認した。
次に薄膜に対して熱処理を行った。熱処理は所定の昇温速度で所定の保持温度まで昇温し、所定の保持温度で所定の保持時間、保持することにより行った。各薄膜における昇温速度、保持温度、保持時間および熱処理後の降温速度を表１Ａおよび表１Ｂに示す。熱処理時の雰囲気は真空中とした。
熱処理後の各薄膜の保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓを測定した。保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて最大印加磁場１０００Ｏｅで測定した。なお、薄膜のＢｓおよびＨｃは組成により変化するが、Ｂｓは１．４０Ｔ以上を良好とし、１．５０Ｔ以上をさらに良好とした。Ｈｃは１０．０Ｏｅ以下を良好とし、５．０Ｏｅ以下をさらに良好とした。
熱処理後の薄膜についてＸＲＤを用いてα－Ｆｅの有無およびＭ－Ｚ化合物の有無を確認した。具体的には、ＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークの有無、および、Ｍ－Ｚ化合物のピークの有無を調べた。表１Ａ、表１Ｂに記載した全ての実施例でＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークがあり、Ｍ－Ｚ化合物のピークがなかった。
熱処理後の薄膜について３ＤＡＰを用いて各決定係数を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した２ｎｍ×２ｎｍ×２ｎｍである立方体形状の１００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ１００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各元素の濃度を算出した。そして、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）およびＲ２（Ｆｅ－Ｍ）を導き出した。表１Ａでは、Ｒ２（Ｆｅ－Ｃ）のみ、記載した。表１Ａに記載した全ての比較例では、Ｒ２（Ｆｅ－Ｃ）だけではなく、ＦｅとＣ以外のメタロイド元素との決定係数も０．７００未満であることを確認した。
さらに、表１Ａに記載した全ての実施例および比較例では、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である領域（第２領域）におけるＭ／Ｃの平均を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍである立方体形状の８００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ８００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、８００００個のグリッドのうち、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下であるグリッドを抜き出した。抜き出したグリッドのＭ／Ｃをそれぞれ算出してから平均することで、Ｍ／Ｃの平均が得られた。結果を表１Ａに示す。なお、測定結果の一部を平面上にマッピングすると図８～図１０に示されるようなマッピング画像が得られた。
さらに、以下に示す各実験例の軟磁性合金（薄膜、薄帯、粉末）では、特に記載のない限り、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８５ａｔ％以上である第１領域が含まれていることを３ＤＡＰで確認した。具体的には、上記の１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍの８００００個のグリッドの中にＦｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８５ａｔ％以上であるグリッドが含まれていることを確認した。なお、３ＤＡＰを用いた測定は、一つの試料につき、３回実施した。さらに、以下に示す各実験例の軟磁性合金（薄膜、薄帯、粉末）では、特に記載のない限り、軟磁性合金に占める第１領域の体積割合が５ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下であること、および。第２領域の体積割合が１０ｖｏｌ％以上９０ｖｏｌ％以下であることを確認した。
以下に示す各実験例では、特に記載のない限り、熱処理後の軟磁性合金（薄膜、薄帯、粉末）にはα－Ｆｅおよび非晶質が混在していた。また、Ｍ－Ｃ化合物は含まれていなかった。そして、α－Ｆｅは平均粒径が５～３０ｎｍであり結晶構造がｂｃｃであるＦｅ基ナノ結晶であることをＸＲＤおよび透過電子顕微鏡を用いた観察で確認した。
また、以下に示す各実験例では、特に記載のない限り、熱処理の前後で軟磁性合金（薄膜、薄帯、粉末）の組成に変化がないことについてＩＣＰ分析を用いて確認した。
表１Ａより、昇温速度が十分に速く、保持温度が十分に低く、保持時間が十分に短く、降温速度が十分に速い各実施例は各決定係数が所定の範囲内となった。さらに、第２領域におけるＭ／Ｃの平均が１．０を上回っていた。これに対し、昇温速度が遅すぎる比較例、保持温度が高すぎる比較例、保持時間が長すぎる比較例、および降温速度が遅すぎる比較例では決定係数Ｆｅと各メタロイド元素との決定係数がいずれも０．７００以上にならなかった。さらに、表１Ａの比較例である試料番号１４～１６では、ＸＲＤにより得られたチャートにおいてＭ－Ｃ化合物（ＴａＣ）のピークが存在した。そして、実施例は良好な磁気特性が得られたが、比較例は保磁力が高くなった。さらに、一部の比較例は飽和磁束密度も低くなった。
表１Ｂより、熱処理条件が互いに同一である場合には、組成により決定係数が変化した。そして、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上である実施例は良好な特性が得られた。さらに、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）も０．７００以上である実施例、試料番号１８～２１は、Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）が０．７００未満である試料番号２５、２６と比較して、さらに良好なＢｓが得られた。これに対し、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）のいずれもが０．７００未満である比較例はＢｓおよび／またはＨｃが良好ではなかった。さらに、試料番号２４では、ＸＲＤにより得られたチャートにおいてＭ－Ｃ化合物のピークが存在した。
（実験例２）
実験例２では、熱処理条件を昇温速度１００℃／ｍｉｎ、保持温度を５００℃、保持時間を１ｍｉｎ、降温速度５０℃／ｍｉｎに固定して組成を変化させた薄膜を成膜した。結果を表２～表６に示す。表２～表６に記載した全ての試料でＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークがあり、Ｍ－Ｚ化合物のピークがなかった。なお、表３、表４では、ｂ１，ｂ２およびｂは全て小数点４桁目を四捨五入しているため、ｂ１＋ｂ２とｂとが一致しない場合がある。
熱処理後の薄膜について３ＤＡＰを用いて各決定係数を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した２ｎｍ×２ｎｍ×２ｎｍである立方体形状の１００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ１００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｍ－Ｚ２）、およびＲ２（Ｚ１－Ｚ２）を導き出した。以下の実施例は全て決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上であり、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）も０．７００以上であった。これに対し、以下の比較例は全て決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の両方が０．７００未満であった。
さらに、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である領域（第２領域）におけるＭ／Ｃの平均を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍである立方体形状の８００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ８００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、８００００個のグリッドのうち、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下であるグリッドを抜き出した。抜き出したグリッドのＭ／Ｃをそれぞれ算出してから平均することで、Ｍ／Ｃの平均が得られた。結果を表２～表６に示す。なお、測定結果の一部を平面上にマッピングすると図８～図１０に示されるようなマッピング画像が得られた。
表２には、表１Ｂの試料番号１８についてＴａの含有量（ａ）を変化させた各試料の結果を示した。上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上である各実施例はＢｓおよびＨｃが良好であった。特に０．０７０≦ａ≦０．０９０を満たす実施例は、０．０７０≦ａ≦０．０９０を満たさない実施例と比較してＨｃが低下し、５．０Ｏｅ以下となった。
表３には、表１Ｂの試料番号１８についてＣの含有量（ｂ１）とＰの含有量（ｂ２）との合計（ｂ１＋ｂ２＝ｂ）を０．０８０に固定してｂとｃとを変化させた各試料の結果を示した。上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上である各実施例はＢｓおよびＨｃが良好であった。なお、表３の試料番号１８、３４～３６はＺ１がＣ、Ｚ２がＰであり、試料番号３７、３８はＺ１がＰ、Ｚ２がＣである。特に、Ｚ１がＣ、Ｚ２がＰであり、Ｚの含有量に対するＺ２の含有量は原子数比で０．１２５以上１．００以下である実施例は、Ｚ１がＰ、Ｚ２がＣである実施例やＺの含有量に対するＺ２の含有量が０．１２５未満である実施例と比較してＨｃが低下し、５．０Ｏｅ以下となった。
表４は、表１Ｂの試料番号１８についてＣの含有量およびＰの含有量を変化させた各試料の結果を示した。上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上である各実施例はＢｓおよびＨｃが良好であった。特に、０．０５０≦ｂ≦０．１６０を満たす実施例は、０．０５０≦ｂ≦０．１６０を満たさない実施例と比較してＨｃが低下し、５．０Ｏｅ以下となった。
表５Ａ、表５Ｂには、表１Ｂの試料番号１８についてＭ１、Ｚ１、Ｚ２の種類および含有量を変化させた各試料の結果を示した。上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上である各実施例はＢｓおよびＨｃが良好であった。
表６には、試料番号１８についてＦｅの一部をＸ１またはＸ２で置換した各試料の結果、および、Ｃｒを含む各試料の結果を示した。上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上である各実施例はＢｓおよびＨｃが良好であった。
（実験例３）
実験例３では、表７に記載されたＦｅ－Ｍ－Ｚ系の組成を有する軟磁性合金薄帯を作製した。以下、薄帯形状の軟磁性合金の製造方法について記載する。
まず、表７に記載された組成の母合金が得られるように純金属材料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、１２００℃の溶融状態の金属とした後に、ロールを回転速度１５ｍ／ｓｅｃ．で回転させる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。ロールの材質はＣｕとした。ロール温度は２５℃、チャンバー内と噴射ノズル内との差圧（射出圧力）は４０ｋＰａとした。また、スリットノズルのスリット幅を１８０ｍｍ、スリット開口部からロールまでの距離０．２ｍｍ、ロール径φ３００ｍｍとすることで、得られる薄帯の厚さを２０μｍ、薄帯の幅を５ｍｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
後述する熱処理前の各薄帯についてＸＲＤを用いて非晶質化率Ｘを測定した。熱処理前の薄帯は、後述する全ての実施例で非晶質化率Ｘが８５％以上であることを確認した。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微結晶の有無を確認した。その結果、熱処理前の薄帯は、後述する全ての実施例および比較例で微結晶を含まないことを確認した。
次に薄帯に対して熱処理を行った。熱処理条件を昇温速度１００℃／ｍｉｎ、保持温度を６００℃、保持時間を１ｍｉｎとし、熱処理後の降温速度を５０℃／ｍｉｎとした。なお、熱処理時の雰囲気は不活性雰囲気（Ａｒ雰囲気）下とした。
熱処理後の各薄帯の保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓを測定した。保磁力ＨｃはＨｃメーターを用いて測定した。飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて最大印加磁場１０００Ｏｅで測定した。なお、薄帯のＢｓおよびＨｃは組成により変化するが、Ｂｓは１．４０Ｔ以上を良好とし１．５０Ｔ以上をさらに良好とした。Ｈｃは０．２５Ｏｅ以下（１９．９Ａ／ｍ以下）を良好とし、０．０６Ｏｅ以下（４．８Ａ／ｍ以下）をさらに良好とした。
熱処理後の薄帯についてＸＲＤを用いてα－Ｆｅの有無およびＭ－Ｚ化合物の有無を確認した。具体的には、ＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークの有無、および、Ｍ－Ｚ化合物のピークの有無を調べた。表７に記載した全ての試料でＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークがあり、Ｍ－Ｚ化合物のピークがなかった。
熱処理後の薄帯について３ＤＡＰを用いて各決定係数を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した２ｎｍ×２ｎｍ×２ｎｍである立方体形状の１００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ１００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｍ－Ｚ２）、およびＲ２（Ｚ１－Ｚ２）を導き出した。以下の実施例は全て決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上であり、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）も０．７００以上であった。
さらに、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である領域（第２領域）におけるＭ／Ｃの平均を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍである立方体形状の８００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ８００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、８００００個のグリッドのうち、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下であるグリッドを抜き出した。抜き出したグリッドのＭ／Ｃをそれぞれ算出してから平均することで、Ｍ／Ｃの平均が得られた。結果を表７に示す。
表７に記載した全ての実施例は上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上であり、良好な磁気特性が得られた。
（実験例４）
実験例４では、表８に示す組成について、熱処理条件を変化させて薄膜形状の試料、薄帯形状の試料および粉末形状の試料を作製した。薄膜形状の試料の作製方法は実験例１と同様とした。薄帯形状の試料の作製方法は、実験例３の作製方法と同様であるが、熱処理条件を表８に記載の条件とした。以下、粉末形状の試料の作製方法について記載する。
まず、表８に記載の組成の母合金が得られるように純金属材料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、１５００℃の溶融状態の金属としたのち、ガスアトマイズ法により表８に示す組成で前記金属を噴射させ、粉末を作製した。ノズル径１ｍｍ、溶湯金属排出量１ｋｇ／ｍｉｎ、ガス圧７．５ＭＰａとして粉末を作製した。
後述する熱処理前の各粉末についてＸＲＤを用いて非晶質化率Ｘを測定した。熱処理前の粉末は、後述する全ての実施例で非晶質化率Ｘが８５％以上であることを確認した。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微結晶の有無を確認した。その結果、熱処理前の粉末は、後述する全ての実施例および比較例で微結晶を含まないことを確認した。
次に粉末に対して熱処理を行った。熱処理条件を表８に示す。なお、熱処理時の雰囲気は不活性雰囲気（Ａｒ雰囲気）下とした。
熱処理後の各粉末の保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓを測定した。保磁力ＨｃはＨｃメーターを用いて測定した。飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて最大印加磁場１０００Ｏｅで測定した。なお、粉末のＢｓおよびＨｃは組成により変化するが、Ｂｓは１．４０Ｔ以上を良好とし１．５０Ｔ以上をさらに良好とした。Ｈｃは１５．０Ｏｅ以下（１１９４Ａ／ｍ以下）を良好とし、５．０Ｏｅ以下（３９８Ａ／ｍ以下）をさらに良好とした。
熱処理後の粉末についてＸＲＤを用いてα－Ｆｅの有無およびＭ－Ｚ化合物の有無を確認した。具体的には、ＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークの有無、および、Ｍ－Ｚ化合物のピークの有無を調べた。表８に記載した全ての実施例でＸＲＤにより得られるチャートにおいてα－Ｆｅのピークがあり、Ｍ－Ｚ化合物のピークがなかった。これに対し、表８に記載した全ての比較例でα－ＦｅのピークおよびＭ－Ｚ化合物の１種であるＴａＣのピークがあった。
熱処理後の粉末について３ＤＡＰを用いて各決定係数を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した２ｎｍ×２ｎｍ×２ｎｍである立方体形状の１００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ１００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）、Ｒ２（Ｍ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｍ－Ｚ２）、およびＲ２（Ｚ１－Ｚ２）を導き出した。以下の実施例は全て決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上であり、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｍ）も０．７００以上であった。これに対し、以下の比較例は全て決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の両方が０．７００未満であった。
さらに、熱処理後の粉末について３ＤＡＰを用いてＦｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である領域（第２領域）におけるＭ／Ｃの平均を測定した。具体的には、１辺の長さが４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体を測定範囲として測定を行った。ソフトウェアを用いて得られた測定データを解析することにより、当該直方体（測定範囲）を連続した１ｎｍ×１ｎｍ×１ｎｍである立方体形状の８００００個のグリッドに仮想的に分割した。個々に組成情報を持つ８００００個のグリッドを統計的に扱い、解析することで、各グリッドにおける各元素の濃度を算出した。そして、８００００個のグリッドのうち、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下であるグリッドを抜き出し、抜き出したグリッドのＭ／Ｃをそれぞれ算出してから平均することで、Ｍ／Ｃの平均が得られた。結果を表８に示す。
表８より、軟磁性合金の形状が薄膜形状、薄帯形状、粉末形状のいずれであっても、昇温速度が十分に速く保持時間が十分に短い実施例の各試料は、上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の少なくとも一つが０．７００以上であった。これに対し、昇温速度が遅すぎ、かつ、保持時間が長すぎる比較例では決定係数Ｒ２（Ｚ１－Ｚ２）が所定の範囲内とならなかった。さらに、上記の通り、決定係数Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ１）、Ｒ２（Ｆｅ－Ｚ２）の両方が０．７００未満であった。そして、実施例は良好な磁気特性が得られたが、比較例は保磁力が高くなった。
１・・・（本実施形態の）軟磁性合金
１０１、２０１・・・（従来の）軟磁性合金
１１・・・α－Ｆｅ相
１３・・・非晶質相
１５・・・Ｍ－Ｚ化合物相（Ｍ－Ｃ化合物相）

Claims (13)

  1. Ｆｅと、少なくとも１種のメタロイド元素と、を含む軟磁性合金であって、
    非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、
    第１元素の原子濃度と、第２元素の原子濃度と、の決定係数が、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）により、各辺の長さが少なくとも４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体または立方体を測定範囲として測定を行い、当該測定範囲を１辺の長さが２ｎｍである立方体形状のグリッドに 仮想的に分割し、組成情報を持つグリッドが２０×２０×２５＝１００００個以上存在する中で、各グリッドにおける第１元素の原子濃度および第２元素の原子濃度から作成される第１元素の原子濃度－第２元素の原子濃度を縦軸横軸として各グリッドの散布図を作成し、散布図の一次回帰式を得ることにより決定されるとして、
    Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数が０．７００以上であり、
    前記軟磁性合金の組成が組成式（Ｆｅ (1-( α + β )) Ｘ１αＸ２β） (1-(a+b+c)) Ｍ１ a Ｚ b Ｃｒ c で表され、
    Ｘ１はＣｏおよびＮｉから選択される１種以上、
    Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素から選択される１種以上、
    Ｍ１はＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷから選択される１種以上、
    ＺはＣおよびＰであり、
    ０．０３０≦ａ≦０．１４０
    ０．０３０≦ｂ≦０．１６０
    ０．０００≦ｃ≦０．０３０
    ０．７３０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．８９０
    ０≦α（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））≦０．４００
    ０≦β（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））≦０．０１０
    ０≦α＋β≦０．５０
    であり、
    Ｍ１に対するＴａの含有割合が４０ａｔ％以上であり、
    Ｍ１の原子濃度とＣの原子濃度との決定係数が０．６００以上、またはＭ１の原子濃度とＰの原子濃度との決定係数が０．６００以上であり、
    Ｃの原子濃度とＰの原子濃度との決定係数が０．４００未満である軟磁性合金。
  2. Ｆｅと、少なくとも１種のメタロイド元素と、を含む軟磁性合金であって、
    非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、
    第１元素の原子濃度と、第２元素の原子濃度と、の決定係数が、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）により、各辺の長さが少なくとも４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体または立方体を測定範囲として測定を行い、当該測定範囲を１辺の長さが２ｎｍである立方体形状のグリッドに 仮想的に分割し、組成情報を持つグリッドが２０×２０×２５＝１００００個以上存在する中で、各グリッドにおける第１元素の原子濃度および第２元素の原子濃度から作成される第１元素の原子濃度－第２元素の原子濃度を縦軸横軸として各グリッドの散布図を作成し、散布図の一次回帰式を得ることにより決定されるとして、
    Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数が０．７００以上であり、
    前記軟磁性合金の組成が組成式（Ｆｅ (1-( α + β )) Ｘ１αＸ２β） (1-(a+b+c)) Ｍ１ a Ｚ b Ｃｒ c で表され、
    Ｘ１はＣｏおよびＮｉから選択される１種以上、
    Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素から選択される１種以上、
    Ｍ１はＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷから選択される１種以上、
    ＺはＣおよびＰであり、
    ０．０３０≦ａ≦０．１４０
    ０．０３０≦ｂ≦０．１６０
    ０．０００≦ｃ≦０．０３０
    ０．７３０≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．８９０
    ０≦α（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））≦０．４００
    ０≦β（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））≦０．０１０
    ０≦α＋β≦０．５０
    であり、
    Ｍ１に対するＴａの含有割合が４０ａｔ％以上であり、
    Ｍ１の原子濃度とＣの原子濃度との決定係数が０．５００未満、またはＭ１の原子濃度とＰの原子濃度との決定係数が０．５００未満であり、
    Ｃの原子濃度とＰの原子濃度との決定係数が０．４００未満である軟磁性合金。
  3. Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のＭ１の原子濃度と、の決定係数が０．７００以上である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
  4. ０．０５０≦ｂ≦０．１６０である請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金。
  5. Ｆｅと、少なくとも１種のメタロイド元素と、を含む軟磁性合金であって、
    非晶質と、結晶粒径が５～３０ｎｍであるナノ結晶と、が混在しており、
    第１元素の原子濃度と、第２元素の原子濃度と、の決定係数が、三次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）により、各辺の長さが少なくとも４０ｎｍ×４０ｎｍ×５０ｎｍの直方体または立方体を測定範囲として測定を行い、当該測定範囲を１辺の長さが２ｎｍである立方体形状のグリッドに 仮想的に分割し、組成情報を持つグリッドが２０×２０×２５＝１００００個以上存在する中で、各グリッドにおける第１元素の原子濃度および第２元素の原子濃度から作成される第１元素の原子濃度－第２元素の原子濃度を縦軸横軸として各グリッドの散布図を作成し、散布図の一次回帰式を得ることにより決定されるとして、
    Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のメタロイド元素の原子濃度と、の決定係数が０．７００以上であり、
    前記軟磁性合金の組成が組成式（Ｆｅ (1-( α + β )) Ｘ１αＸ２β） (1-(a+b3+b4+c)) Ｍ a Ｃ b3 Ｚ３ b4 Ｃｒ c で表され、
    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，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ、Ｓおよび希土類元素からなる群から選択される１つ以上、
    ＭはＴａ，Ｖ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１つ以上、
    Ｚ３はＰ，Ｂ，ＳｉおよびＧｅからなる群から選択される１つ以上であり、
    ０．０３０≦ａ≦０．１４０
    ０．０４０≦ｂ３≦０．１３０
    ０．０００≦ｂ４≦０．０８０
    ０．０４０≦ｂ３＋ｂ４≦０．１６０
    ０．０００≦ｃ≦０．０３０
    ０．７３０≦１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ）≦０．８９０
    ０≦α（１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ））≦０．４００
    ０≦β（１－（ａ＋ｂ３＋ｂ４＋ｃ））≦０．０１０
    ０≦α＋β≦０．５０
    であり、
    Ｍに対するＴａの含有割合が４０ａｔ％以上であり、
    前記軟磁性合金についてＸＲＤによる結晶構造解析を用いて得られるチャートにおいてＭ－Ｃ化合物のピークがなく、
    前記軟磁性合金はＦｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８５ａｔ％以上である第１領域、および、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉの合計濃度が８０ａｔ％以下である第２領域を有し、前記第２領域において、Ｍの原子濃度をＣの原子濃度で割った値であるＭ／Ｃの平均が１．０を上回る軟磁性合金。
  6. Ｆｅの原子濃度と、少なくとも１種のＭの原子濃度と、の決定係数が０．７００以上である請求項５に記載の軟磁性合金。
  7. ０．０４０≦ｂ３≦０．１２０である請求項５または６に記載の軟磁性合金。
  8. ０．０５０≦ａ≦０．１４０である請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金。
  9. Ｆｅ基ナノ結晶を含む請求項１～８のいずれかに記載の軟磁性合金。
  10. 薄帯形状である請求項１～９のいずれかに記載の軟磁性合金。
  11. 粉末形状である請求項１～９のいずれかに記載の軟磁性合金。
  12. 薄膜形状である請求項１～９のいずれかに記載の軟磁性合金。
  13. 請求項１～１２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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