TW201915181A

TW201915181A - 軟磁性合金和磁性部件

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Publication number: TW201915181A
Application number: TW107135193A
Authority: TW
Inventors: 原田明洋; 松元裕之; 堀野賢治; 吉留和宏; 長谷川暁斗; 天野一; 荒健輔; 野老誠吾; 細野雅和; 中野拓真; 森智子
Original assignee: 日商Ｔｄｋ股份有限公司
Priority date: 2017-10-06
Filing date: 2018-10-05
Publication date: 2019-04-16
Also published as: CN109628845A; CN109628845B; US20190108931A1; EP3477664A1; KR20190039867A; JP2019070175A; EP3477664B1; US11158443B2; KR102170660B1; TWI689599B; JP6338004B1

Abstract

一種由由組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d))}M_aB_bP_cC_d構成的主成分、和至少包含Ti、Mn和Al的副成分構成的軟磁性合金。X1為選自Co和Ni所組成的族群中的1種以上，X2為選自Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi和稀土元素所組成的族群中的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V所組成的族群中的1種以上。0.030≤a≤0.100，0.050≤b≤0.150，0＜c≤0.030，0＜d≤0.030，α≥0，β≥0，0≤α+β≤0.50。Ti的含量為0.001～0.100wt%，Mn的含量為0.001～0.150wt%，Al的含量為0.001～0.100wt%。

Description

軟磁性合金和磁性部件

本發明涉及軟磁性合金和磁性部件。

近年來，在電子、資訊、通信設備等中要求低消耗電力化和高效率化。此外，面向低碳化社會，上述要求進一步增強。因此，對於電子、資訊、通信設備等的電源電路，也要求能量損失的降低或電源效率的提高。而且，對電源電路中所使用的陶瓷元件的磁芯要求飽和磁通密度的提高、鐵心損耗（磁芯損失）的降低以及導磁率的提高。如果降低鐵心損耗，則電能的損失變小，如果提高飽和磁通密度和導磁率，則能夠使磁性元件小型化，因此能夠實現高效率化和節能化。作為降低上述的磁芯的鐵心損耗的方法，可以考慮降低構成磁芯的磁性體的矯頑力。

另外，作為磁性元件的磁芯所含的軟磁性合金，可以使用Fe基軟磁性合金。希望Fe基軟磁性合金具有良好的軟磁特性（高飽和磁通密度和低矯頑力）。

此外，也希望Fe基軟磁性合金為低熔點。這是因為Fe基軟磁性合金的熔點越低，則越能夠降低製造成本。熔點越低，越能夠降低製造成本是因為能夠使製造過程中使用的耐火物等材料的壽命延長，另外，所使用的耐火物本身也能夠使用更為低價的材料。

專利文獻1中記載了含有Fe、Si、B、C和P的鐵系非晶質合金等的發明。現有技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特開2002-285305號公報

發明所要解決的技術問題本發明的目的在於提供一種同時具有低熔點、低矯頑力和高飽和磁通密度的軟磁性合金等。用於解決技術問題的手段

為了實現上述的目的，本發明所涉及的軟磁性合金，其特徵在於：其為由主成分和副成分構成的軟磁性合金，上述主成分由組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d))} M_a B_b P_c C_d 構成，上述副成分至少包含Ti、Mn和Al， X1為選自Co和Ni所組成的族群中的1種以上， X2為選自Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi和稀土元素所組成的族群中的1種以上， M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V所組成的族群中的1種以上， 0.030≤a≤0.100 0.050≤b≤0.150 0＜c≤0.030 0＜d≤0.030 α≥0 β≥0 0≤α+β≤0.50，在將上述軟磁性合金整體設為100wt%的情況下， Ti的含量為0.001～0.100wt%，Mn的含量為0.001～0.150wt%，Al的含量為0.001～0.100wt%。

本發明涉及的軟磁性合金藉由具有上述的特徵，容易具有透過實施熱處理易於成為Fe基奈米結晶合金的結構。此外，具有上述特徵的Fe基奈米結晶合金成為同時具有低熔點、低矯頑力和高飽和磁通密度的軟磁性合金。

本發明所涉及的軟磁性合金中，可以為0.730≤1-（a+b+c+d）≤0.918。

本發明所涉及的軟磁性合金中，可以為0≤α｛1-（a+b+c+d）｝≤0.40。

本發明所涉及的軟磁性合金中，可以為α=0。

本發明所涉及的軟磁性合金中，可以為0≤β｛1-（a+b+c+d）｝≤0.030。

本發明所涉及的軟磁性合金中，可以為β=0。

本發明所涉及的軟磁性合金中，可以為α=β=0。

本發明所涉及的軟磁性合金可以由非晶質和初期微晶構成，且具有上述初期微晶存在於上述非晶質中的奈米異質結構。

本發明所涉及的軟磁性合金中，上述初期微晶的平均粒徑可以為0.3～10nm。

本發明所涉及的軟磁性合金可以具有包含Fe基奈米結晶的結構。

本發明所涉及的軟磁性合金中，上述Fe基奈米結晶的平均粒徑可以為5～30nm。

本發明所涉及的軟磁性合金可以為薄帶形狀。

本發明所涉及的軟磁性合金可以為粉末形狀。

本發明所涉及的磁性部件由上述的軟磁性合金構成。

以下，對本發明的實施方式進行說明。

本實施方式所涉及的軟磁性合金是由主成分和副成分構成的軟磁性合金，上述主成分由組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d))} M_a B_b P_c C_d 構成，上述副成分至少包含Ti、Mn和Al， X1為選自Co和Ni中的1種以上， X2為選自Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi和稀土元素中的1種以上， M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V中的1種以上， 0.030≤a≤0.100 0.050≤b≤0.150 0＜c≤0.030 0＜d≤0.030 α≥0 β≥0 0≤α+β≤0.50，在將上述軟磁性合金整體設為100wt%的情況下， Ti的含量為0.001～0.100wt%，Mn的含量為0.001～0.150wt%，Al的含量為0.001～0.100wt%。

具有上述的組成的軟磁性合金由非晶質構成，容易成為不含由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金。而且，在對上述軟磁性合金進行熱處理時，容易析出Fe基奈米結晶。而且，包含Fe基奈米結晶的軟磁性合金容易具有良好的磁特性。

換言之，具有上述組成的軟磁性合金容易成為使Fe基奈米結晶析出的軟磁性合金的起始原料。

Fe基奈米結晶是指粒徑為奈米級、Fe的結晶結構為bcc（體心立方晶體結構）的結晶。在本實施方式中，優選析出平均粒徑為5～30nm的Fe基奈米結晶。析出了這樣的Fe基奈米結晶的軟磁性合金的飽和磁通密度容易變高，矯頑力容易變低。此外，熔點容易比包含由上述的粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金低。

此外，熱處理前的軟磁性合金可以完全僅由非晶質構成，但優選由非晶質和粒徑為15nm以下的初期微晶構成，並具有上述初期微晶存在於上述非晶質中的奈米異質結構。透過具有初期微晶存在於非晶質中的奈米異質結構，在熱處理時容易析出Fe基奈米結晶。此外，在本實施方式中，上述初期微晶優選平均粒徑為0.3～10nm。

以下，對本實施方式所涉及的軟磁性合金的各成分進行詳細說明。

M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V所組成的族群中的1種以上。

M的含量（a）為0.030≤a≤0.100。優選為0.050≤a≤0.080，更加優選為0.050≤a≤0.070。透過設為0.050≤a≤0.080，特別容易使熔點降低。透過設為0.050≤a≤0.070，特別容易使熔點和矯頑力降低。在a過小的情況下，熱處理前的軟磁性合金中容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相，在產生結晶相的情況下，無法透過熱處理使Fe基奈米結晶析出，熔點和矯頑力容易提高。在a過大的情況下，飽和磁通密度容易降低。

B的含量（b）為0.050≤b≤0.150。優選為0.080≤b≤0.120。透過設為0.080≤b≤0.120，特別容易使矯頑力降低。在b過小的情況下，矯頑力容易變高。在b過大的情況下，飽和磁通密度容易降低。

P的含量（c）為0＜c≤0.030。優選為0.001≤c≤0.030，更加優選為0.003≤c≤0.030，最優選為0.003≤c≤0.015。透過設為0.003≤c≤0.030，特別容易使熔點降低。透過設為0.003≤c≤0.015，特別容易使熔點和矯頑力降低。在c過小的情況下，熔點和矯頑力容易變高。在c過大的情況下，矯頑力容易升高，飽和磁通密度容易降低。

C的含量（d）滿足0＜d≤0.030。優選為0.001≤d≤0.030，更優選為0.003≤d≤0.030，最優選為0.003≤d≤0.015。透過設為0.003≤d≤0.030，特別容易使熔點降低。透過設為0.003≤d≤0.015，特別容易使熔點和矯頑力降低。在d過小的情況下，熔點和矯頑力容易變高。在d過大的情況下，矯頑力容易變高，飽和磁通密度容易降低。

關於Fe的含量（1-（a+b+c+d）），能夠設為任意的值。另外，優選為0.730≤1-（a+b+c+d）≤0.918，更優選為0.810≤1-（a+b+c+d）≤0.850。透過將1-（a+b+c+d）設為0.730以上，容易提高飽和磁通密度。另外，透過為0.810≤1-（a+b+c+d）≤0.850，特別容易降低熔點和矯頑力，容易提高飽和磁通密度。

此外，本實施方式涉及的軟磁性合金在上述的主成分以外，作為副成分還含有Ti、Mn和Al。在將軟磁性合金整體設為100wt%的情況下，Ti的含量為0.001～0.100wt%，Mn的含量為0.001～0.150wt%，Al的含量為0.001～0.100wt%。

透過Ti、Mn和Al全部以上述的微量的含量存在，能夠得到同時具有低熔點、低矯頑力和高飽和磁通密度的軟磁性合金。上述的效果透過同時含有Ti、Mn和Al的全部可以發揮。在不含Ti、Mn和Al中的任意一種以上的情況下，熔點和矯頑力容易變高。另外，在Ti、Mn和Al中任意一種以上的含量超過上述的範圍的情況下，飽和磁通密度容易降低。

Ti的含量優選為0.005wt%以上且0.080wt%以下。Mn的含量優選為0.005wt%以上且0.150wt%以下。Al的含量優選為0.005wt%以上且0.080wt%以下。透過使Ti、Mn和/或Al的含量在上述的範圍內，特別是熔點和矯頑力容易降低。

另外，在本實施方式所涉及的軟磁性合金中，可以將Fe的一部分用X1和/或X2進行取代。

X1為選自Co和Ni所組成的族群中的1種以上。關於X1的含量可以為α=0。即，可以不含X1。另外，X1的原子數在將組成整體的原子數作為100at%的情況下，優選為40at%以下。即，優選滿足0≤α｛1-（a+b+c+d）｝≤0.40。

X2為選自Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi和稀土元素中的1種以上。關於X2的含量，可以為β=0。即，可以不含X2。另外，X2的原子數在將組成整體的原子數作為100at%時，優選為3.0at%以下。即，優選滿足0≤β｛1-（a+b+c+d）｝≤0.030。

作為將Fe取代為X1和/或X2的取代量的範圍，以原子數基礎計設為Fe的一半以下。即，設為0≤α+β≤0.50。在α+β＞0.50的情況下，難以透過熱處理製成Fe基奈米結晶合金。

此外，本實施方式所涉及的軟磁性合金可以包含上述以外的元素（例如Si、Cu等）作為不可避免的雜質。例如，相對於軟磁性合金100重量%，可以包含0.1重量%以下。特別是在含有Si的情況下，容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相，因此Si的含量越低越好。特別是在含有Cu的情況下，飽和磁通密度容易降低，因此Cu的含量越低越好。

以下，對本實施方式所涉及的軟磁性合金的製造方法進行說明。

本實施方式涉及的軟磁性合金的製造方法沒有特別限定。例如有透過單輥法製造本實施方式所涉及的軟磁性合金的薄帶的方法。另外，薄帶可以為連續薄帶。

在單輥法中，首先準備最終得到的軟磁性合金所含有的各金屬元素的純金屬，以與最終得到的軟磁性合金為相同組成的方式進行秤量。然後，將各金屬元素的純金屬熔化、混合製作母合金。此外，上述純金屬的熔化方法沒有特別限制，例如有在腔室內抽真空後，以高頻加熱使其熔化的方法。此外，母合金與最終得到的包含Fe基奈米結晶的軟磁性合金通常為相同組成。

接著，將製作的母合金加熱使其熔融，得到熔融金屬（熔液）。熔融金屬的溫度沒有特別限制，例如能夠設為1200～1500℃。

在單輥法中，主要透過調節輥的旋轉速度能夠調節所得到的薄帶的厚度，不過透過例如調節噴嘴與輥的間隔或熔融金屬的溫度等也能夠調節所得到的薄帶的厚度。薄帶的厚度沒有特別限制，例如能夠設為5～30μm。

在後述的熱處理前的時刻，薄帶為不含粒徑大於30nm的結晶的非晶質。透過對作為非晶質的薄帶實施後述的熱處理，能夠得到Fe基奈米結晶合金。

此外，確認熱處理前的軟磁性合金的薄帶中是否含有粒徑大於30nm的結晶的方法沒有特別限制。例如，對於粒徑大於30nm的結晶的有無，可以利用通常的X射線繞射測定來確認。

另外，熱處理前的薄帶可以完全不含粒徑15nm以下的初期微晶，但優選含有初期微晶。即，熱處理前的薄帶優選為包含非晶質和存在於上述非晶質中的上述初期微晶的奈米異質結構。此外，初期微晶的粒徑沒有特別限制，優選平均粒徑在0.3～10nm的範圍內。

另外，關於上述的初期微晶的有無和平均粒徑的觀察方法沒有特別限制，例如，對透過離子銑削進行了薄片化的樣品，使用透射電子顯微鏡，得到選區視場繞射圖像、奈米束繞射圖像、明視場圖像或高解析度圖像，由此能夠確認。在使用選區視場繞射圖像或奈米束繞射圖像的情況下，在繞射圖譜中，非晶質的情況下形成環狀的繞射，而相對於此在不是非晶質的情況下，形成由結晶結構造成的繞射斑點。另外，在使用明視場圖像或高解析度圖像的情況下，透過以倍率1.00×10⁵ ～3.00×10⁵ 倍目測觀察，從而能夠觀察到初期微晶的有無和平均粒徑。

輥的溫度、旋轉速度和腔室內部的氣體沒有特別限制。由於非晶質化，故而優選輥的溫度設為4～30℃。有輥的旋轉速度越快則初期微晶的平均粒徑越小的傾向，為了得到平均粒徑0.3～10nm的初期微晶，優選設為30～40m/sec.。如果考慮成本方面，則腔室內部的氣體優選設為在大氣中。

另外，用於製造Fe基奈米結晶合金的熱處理條件沒有特別限制。根據軟磁性合金的組成，優選的熱處理條件不同。通常，優選的熱處理溫度大致為450～600℃，優選的熱處理時間大致為0.5～10小時。但是，根據組成，有時在偏離上述的範圍時也存在優選的熱處理溫度和熱處理時間。另外，熱處理時的氣體沒有特別限制。既可以在大氣中這樣的活性氣體下進行，也可以在Ar氣中這樣的惰性氣體下進行。

另外，所得到的Fe基奈米結晶合金的平均粒徑的計算方法沒有特別限制。例如能夠透過使用透射電子顯微鏡觀察來計算。另外，確認結晶結構為bcc（體心立方晶體結構）的方法沒有特別限制。例如能夠使用X射線繞射測定來確認。

另外，作為得到本實施方式所涉及的軟磁性合金的方法，在上述單輥法以外，例如有透過水霧化法或氣霧化法得到本實施方式涉及的軟磁性合金的粉體的方法。以下，對氣霧化法進行說明。

在氣霧化法中，與上述單輥法同樣操作得到1200～1500℃的熔融合金。然後，使上述熔融合金在腔室內噴射，製作粉體。

此時，將氣體噴射溫度設為4～30℃，將腔室內的蒸氣壓設為1hPa以下，由此容易得到上述的優選的奈米異質結構。

用氣霧化法制作粉體後，在400～600℃下進行0.5～10分鐘的熱處理，由此能夠防止各粉體彼此燒結而粉體粗大化，並促進元素的擴散，能夠在短時間內達到熱力學的平衡狀態，能夠除去應變或應力，容易得到平均粒徑為10～50nm的Fe基軟磁性合金。

以上，對本發明的一個實施方式進行了說明，但本發明不限定於上述的實施方式。

本實施方式所涉及的軟磁性合金的形狀沒有特別限制。如上述，可以例示薄帶形狀或粉末形狀，除此以外還可以考慮塊狀等。

本實施方式所涉及的軟磁性合金（Fe基奈米結晶合金）的用途沒有特別限制。例如可以列舉磁性部件，其中，特別可以列舉磁芯。能夠適合作為電感器用、特別是功率電感器用的磁芯使用。本實施方式所涉及的軟磁性合金在磁芯以外，也能夠適合用於薄膜電感器、磁頭。

以下，對由本實施方式涉及的軟磁性合金得到磁性部件、特別是磁芯和電感器的方法進行說明，由本實施方式涉及的軟磁性合金得到磁芯和電感器的方法不限於下述方法。另外，作為磁芯的用途，除了電感器以外，還可以列舉變壓器和發動機等。

作為由薄帶形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，可以列舉例如將薄帶形狀的軟磁性合金捲繞方法或層疊的方法。在層疊薄帶形狀的軟磁性合金時，經由絕緣體進行層疊的情況下，能夠得到進一步提高了特性的磁芯。

作為由粉末形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，可以列舉例如與適當黏合劑混合後，使用模具進行成形的方法。另外，在與黏合劑混合前，透過對粉末表面實施氧化處理或絕緣覆膜等，比電阻提高，成為適合於高頻帶域的磁芯。

成形方法沒有特別限制，可以例示使用模具的成形和模塑成形等。黏合劑的種類沒有特別限制，可以例示矽酮樹脂。軟磁性合金粉末與黏合劑的混合比率也沒有特別限制。例如相對於軟磁性合金粉末100品質%，可以混合1～10品質%的黏合劑。

例如，藉由相對於軟磁性合金粉末100質量%，混合1～5質量%的黏合劑，使用模具進行壓縮成型，能夠得到佔積率（粉末填充率）為70%以上、施加1.6×10⁴ A/m的磁場時的磁通密度為0.45T以上、且比電阻為1Ω‧cm以上的磁芯。上述的特性與一般的鐵氧體磁芯為同等以上的特性。

另外，例如，藉由相對於軟磁性合金粉末100質量%，混合1～3質量%的黏合劑，並用黏合劑的軟化點以上的溫度條件下的模具進行壓縮成型，能夠得到佔積率為80%以上、施加1.6×10⁴ A/m的磁場時的磁通密度為0.9T以上、且比電阻為0.1Ω‧cm以上的壓粉磁芯。上述的特性是比一般的壓粉磁芯更優異的特性。

此外，對形成上述的磁芯的成形體，藉由在成形後進行熱處理作為消除應力熱處理，鐵心損耗進一步降低，有用性提高。此外，磁芯的鐵心損耗透過降低構成磁芯的磁性體的矯頑力而降低。

另外，透過對上述磁芯實施卷線，可以得到電感部件。卷線的實施方法和電感部件的製造方法沒有特別限制。例如可以列舉對用上述的方法製造的磁芯纏繞至少1圈以上的卷線的方法。

此外，在使用軟磁性合金顆粒的情況下，有將卷線線圈置於磁性體內的狀態下，加壓成型並一體化而製造電感部件的方法。此時，容易得到對應於高頻且大電流的電感部件。

此外，在使用軟磁性合金顆粒的情況下，透過將在軟磁性合金顆粒中添加黏合劑和溶劑，並膏化得到的軟磁性合金膏、以及在線圈用的導體金屬中添加黏合劑和溶劑並膏化得到導體膏交替地印刷層疊後加熱燒製，能夠得到電感部件。或者使用軟磁性合金膏製作軟磁性合金薄片，在軟磁性合金薄片的表面印刷導體膏，將它們層疊並燒製，由此能夠得到線圈內置於磁性體的電感部件。

在此，在使用軟磁性合金顆粒製造電感部件的情況下，從得到優異的Q特性的觀點出發，優選使用最大粒徑以篩徑計為45μm以下、中心粒徑（D50）為30μm以下的軟磁性合金粉末。為了將最大粒徑設為以篩徑計為45μm以下，可以使用孔徑為45μm的篩，僅使用通過篩的軟磁性合金粉末。

使用最大粒徑越大的軟磁性合金粉末，則高頻區域中的Q值有越低的傾向，特別是使用最大粒徑以篩徑計超過45μm的軟磁性合金粉末的情況下，會有高頻區域中的Q值大幅降低的情況。只是在不重視高頻區域的Q值的情況下，可以使用偏差大的軟磁性合金粉末。偏差大的軟磁性合金粉末能夠比較廉價地製造，因此在使用偏差大的軟磁性合金粉末的情況下，能夠降低成本。實施例

以下，基於實施例具體說明本發明。

以成為下表所示的各實施例和比較例的合金組成的方式秤量原料金屬，以高頻加熱進行熔化，製作了母合金。

然後，將製作的母合金加熱使其熔融，製成1300℃的熔融狀態的金屬後，透過單輥法，使用大氣中20℃的輥，以旋轉速度30m/sec.，將上述金屬噴射到輥上，製作成薄帶。薄帶的厚度設為20～25μm，薄帶的寬度約15mm，薄帶的長度約10m。

對所得到的各薄帶進行X射線繞射測定，確認粒徑大於30nm的結晶的有無。然而，在不存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，作為由非晶質相構成，在存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，作為由結晶相構成。此外，非晶質相中也可以包含粒徑為15nm以下的初期微晶。

然後，對各實施例和比較例的薄帶，以下表所示的條件進行熱處理。此外，對下表中沒有記載熱處理溫度的樣品，設為熱處理溫度550℃。對熱處理後的各薄帶，測定熔點、矯頑力和飽和磁通密度。熔點使用差示掃描量熱計（Differential Scanning Calorimetry, DSC）測定。矯頑力（Hc）使用直流BH示蹤器以磁場5kA/m測定。飽和磁通密度（Bs）使用振動樣品型磁力計（Vibrating Sample Magnetometer, VSM）以磁場1000kA/m測定。在本實施例中，以熔點為1170℃以下作為良好，1150℃以下作為更加良好。矯頑力2.0A/m以下作為良好，低於1.5A/m作為更加良好。飽和磁通密度1.30T以上作為良好，1.35T以上作為更加良好。

此外，以下所示的實施例只要沒有特別說明，透過使用X射線繞射測定和透射電子顯微鏡的觀察確認了全部具有平均粒徑為5～30nm且結晶結構為bcc的Fe基奈米結晶。

表1

表2

表3

表4

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

表12

表1記載了使Nb的含量以外的條件固定而僅改變Nb的含量的實施例和比較例。

Nb的含量（a）在0.030≤a≤0.100的範圍內的實施例1～7的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，a=0.028的比較例1的熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力明顯變大。另外，熔點也變高。a=0.110的比較例2的飽和磁通密度降低。

表2記載了使B的含量（b）以外的條件相同而僅改變B的含量的實施例和比較例。

B的含量（b）在0.050≤b≤0.150的範圍內的實施例11～16的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，b=0.045的比較例3的矯頑力變大。a=0.160的比較例4的飽和磁通密度降低。

表3記載了使P的含量（c）以外的條件相同而改變P的含量的實施例和比較例。另外，也一併記載了同時不含有P和C的比較例。

滿足0＜c≤0.030的實施例21～27的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，c=0的比較例5和6的熔點變高，矯頑力變大。c=0.035的比較例7的矯頑力變大且飽和磁通密度降低。

表4記載了使C的含量（d）以外的條件相同而改變了C的含量的實施例和比較例。另外，也一併記載了同時不含有P和C的比較例。

滿足0＜d≤0.030的實施例31～37的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，d=0的比較例5和8的熔點變高，矯頑力變大。d=0.035的比較例9的矯頑力變大，飽和磁通密度降低。

表5記載了同時減小a～d而增加了Fe的含量（1-（a+b+c+d））的實施例38，和同時增大a～d而減小了Fe的含量（1-（a+b+c+d））的實施例39～40。實施例38～40的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。

表6記載了使主成分的含量固定而改變副成分（Ti、Mn和Al）的含量的實施例和比較例。

全部副成分的含量在本揭露的範圍內的實施例41～43的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，不含Ti、Mn和Al中的任意一種以上的比較例11～17的熔點變高，矯頑力變大。

表7記載了使Ti的含量以外的條件固定而改變Ti的含量的實施例和比較例。

Ti的含量為0.001～0.100wt%的實施例51～55的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，不含Ti的比較例11的熔點變高，矯頑力增大。Ti的含量為0.110wt%的比較例18的飽和磁通密度變小。

表8記載了使Mn的含量以外的條件固定而改變Mn的含量的實施例和比較例。

Mn的含量為0.001～0.150wt%的實施例61～65的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，不含Mn的比較例12的熔點變高，矯頑力增大。Mn的含量為0.160wt%的比較例19的飽和磁通密度變小。

表9記載了使Al的含量以外的條件固定而改變Al的含量的實施例和比較例。

Al的含量為0.001～0.100wt%的實施例71～75的熔點、矯頑力和飽和磁通密度良好。相對於此，不含Al的比較例13的熔點變高，矯頑力變大。Al的含量為0.110wt%的比較例20的飽和磁通密度變小。

表10記載了改變M的種類的實施例81～89。

任何實施例的熔點、矯頑力和飽和磁通密度均良好。

表11是將實施例4的Fe的一部分用X1和/或X2進行取代的實施例。

由表11可知，即使將Fe的一部分用X1和/或X2進行取代也顯示良好的特性。

表12中，是將實施例4的輥的旋轉速度和/或熱處理溫度變化，從而改變了初期微晶的平均粒徑和Fe基奈米結晶合金的平均粒徑的實施例。

由表12可知，透過改變輥的旋轉速度和/或熱處理溫度，即使改變初期微晶的平均粒徑和Fe基奈米結晶合金的平均粒徑也顯示良好的特性。

無。

Claims

一種軟磁性合金，其特徵在於：上述軟磁性合金由主成分和副成分構成，上述主成分由組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d))} M_a B_b P_c C_d 構成，上述副成分至少包含Ti、Mn和Al， X1為選自Co和Ni所組成的族群中的1種以上， X2為選自Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi和稀土元素所組成的族群中的1種以上， M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V所組成的族群中的1種以上， 0.030≤a≤0.100， 0.050≤b≤0.150， 0＜c≤0.030， 0＜d≤0.030， α≥0， β≥0， 0≤α+β≤0.50，在將上述軟磁性合金整體設為100wt%的情況下， Ti的含量為0.001～0.100wt%，Mn的含量為0.001～0.150wt%，Al的含量為0.001～0.100wt%。
如申請專利範圍第1項所述的軟磁性合金，其中， 0.730≤1-（a+b+c+d）≤0.918。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中， 0≤α｛1-（a+b+c+d）｝≤0.40。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中， α=0。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中， 0≤β｛1-（a+b+c+d）｝≤0.030。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中， β=0。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中， α=β=0。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金包含非晶質和初期微晶構成，並且具有上述初期微晶存在於上述非晶質中的奈米異質結構。
如申請專利範圍第8項所述的軟磁性合金，其中，上述初期微晶的平均粒徑為0.3～10nm。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，具有由Fe基奈米結晶構成的結構。
如申請專利範圍第10項所述的軟磁性合金，其中，上述Fe基奈米結晶的平均粒徑為5～30nm。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，為薄帶形狀。
如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，為粉末形狀。
一種磁性部件，由申請專利範圍第1～13項中任一項所述的軟磁性合金構成。