TWI451452B - 軟磁性合金及使用此合金之磁性元件與其製造方法 - Google Patents

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Description

軟磁性合金及使用此合金之磁性元件與其製造方法
本發明係關於軟磁性粉末或軟磁性薄帶等軟磁性合金及使用此合金之磁心或電感器，與其製造方法。
近年來，由於伴隨著可攜式設備之發展或地球溫暖化，需要環境負荷小的設備，因此較以往更強烈地要求電子設備小型化、省能。所以，對於變壓器、抗流線圈等電子設備使用之磁性電子元件，亦較以往更強烈地要求小型化、高頻、高效率、低背化等。此等磁性電子元件之材料，以往多使用Mn－Zn、Ni－Zn肥粒鐵等。然而，現在逐漸取代為以樹脂等施以絕緣之高飽和磁通密度之金屬磁性材料之疊層磁心、捲繞磁心、壓粉磁心。其中，壓粉磁心係將磁性粉末與負責絕緣、黏結功用之黏結劑(binder)黏結而成形為元件形狀之磁心，由於容易成形為三維形狀，因此，預期有廣泛用途，受到矚目。
磁心之材料，可舉例如：飽和磁通密度較高之Fe、Fe－Si、Fe－Si－Cr。又，例如磁致伸縮或結晶磁性異向性小、軟磁性特性優異的高導磁合金(perMalloy)(Ni－Fe系合金)或三達斯特合金(sendust)(註冊商標，Fe－Si－Al合金)。然而，上述材料有如下之問題點。首先，Fe、Fe－Si、Fe－Si－Cr，飽和磁通密度雖較其他磁心材料為優異，但是軟磁性特性不良。高導磁合金(perMalloy)或三達斯特合金(sendust)(註冊商標)，雖然軟磁性特性較其他磁心材料為優異，但是若與Fe或Fe－Si比較，則飽和磁通密度只有一半。
另一方面，最近，非晶質軟磁性材料受到矚目。此種非晶質軟磁性材料有Fe基、Co基之非晶質材料。Fe基之非晶質材料因為無結晶磁性異向性，故相較於其他磁心材料，為低鐵損之材料，但是其非晶質形成能力低，限制於以單輥液體急冷法等製作成厚 度20~30 μm之薄帶等。Co基之非晶質材料，存在零磁致伸縮組成，相較於其他磁心材料，具較優異之軟磁性特性，但是，飽和磁通密度如肥粒鐵一般低，再者，由於以昂貴的Co為主成分，因此，會有不適於作為商業材料等之缺點。且，近年來有人報告關於非晶質形成能力優異之Fe－Al－Ga－P－C－B－Si(專利文獻1、2)或(Fe、Co)－Si－B－Nb(非專利文獻1)等金屬玻璃合金，但是由於Fe之含量低，故飽和磁通密度大幅降至1.2T左右。又，使用Ga或Co等高價的原料，與Co基之非晶質材料同樣，不適於工業化。
又，就低矯頑磁力、高磁導率之磁心材料而言，像是Fe－Cu－Nb－Si－B(非專利文獻2、3、專利文獻3、4)或Fe－(Zr、Hf、Nb)－B(非專利文獻4、專利文獻5)、Fe－Al－Si－Nb－B(非專利文獻5)之奈米結晶材料受到矚目。奈米結晶材料，為使數nm~數10nm左右之奈米結晶析出於非晶質組織中之材料，磁致伸縮相較於習知的Fe基非晶質材料，為較小，其中亦存在有高飽和磁通密度之材料。在此，奈米結晶材料，由於係從非晶質狀態藉由熱處理使奈米結晶析出，因此具高非晶質形成能力，雖必需是使奈米結晶能析出之組成，但是包含上述之奈米結晶材料一般而言，非晶質形成能力低。
因此，以單輥液體急冷法僅能製作厚度20 μm左右之薄帶，且以冷卻速度較慢的水霧化法等製法無法直接製作粉末。當然，可將薄帶粉碎而製作粉末，但是因為追加了粉碎步驟，壓粉磁心之製造效率降低。又，粉碎難以控制粉末粒徑，再者，由於粉末不成球狀，故成形性或磁性特性之提高亦有困難。又，也有人報告可直接製作粉末之奈米結晶材料(專利文獻4)，但是此奈米結晶材料，從實施例之組成可知，Fe含量較習知奈米結晶材料為少，係藉由使B含量增多而提高非晶質形成能力，因此，飽和磁通密度較習知奈米結晶材料明顯降低。任一習知組成，均得不到具優異軟磁性特性且能直接製作粉末程度之具高非晶質形成能力且飽 和磁通密度高之磁心材料。
非專利文獻1：Baolong Shen,Chuntao Chang,Akihisa Inoue,“Formation,d uctile deformation behavior and soft－magnetic properties of(Fe,Co,Ni)－B－Si－Nbbulk glassy alloys”,Intermetallics,2007,Volume15,Issue1,p9非專利文獻2：山內、吉澤，「超微細結晶粒組織所構成Fe基軟磁性合金」，日本金屬學會誌，社團法人日本金屬學會，1989年2月，第53巻，第2號，p241非專利文獻3：山內、吉澤，「Fe基超微結晶磁性材料」，日本應用磁性學會誌，社團法人日本應用磁性學會，1990年，第14巻，第5號，p684非專利文獻4：Suzuki,Makino,Inoue,and Masumoto,“Low corelosses of nanocrystalline Fe－M－B(M＝Zr,Hf,or Nb)alloys”,Joumal of Applie dPhysics,The American institute of Physics,September，1993,Volume74,Issue5,p3316非專利文獻5：渡邊、齊藤、高橋，「Fe－Al－Si－Nb－B微結晶合金薄帶之軟磁性特性與構造」，日本應用磁性學會誌，社團法人日本應用磁性學會，1993年，第17巻，第2號，p191
專利文獻1：日本特開平09－320827號公報專利文獻2：日本特開平11－071647號公報專利文獻3：日本專利第2573606號公報專利文獻4：日本特開2004－349585號公報專利文獻5：日本專利第2812574號公報
本發明係鑑於像這種問題而生，其目的在於提供一種非晶質或奈米結晶之軟磁性合金，具優異的軟磁性特性，兼具容易製作薄帶或粉末程度之高非晶質形成能力及高飽和磁通密度。
本案發明人等，為了解決上述課題，對於各種合金組成努力地探討，結果發現將含有P、B、Cu作為必要成分之Fe基合金系中的各種組成成分予以限定之情形，能提高非晶質形成能力，得到非晶質相軟磁性薄帶或粉末、元件等。又發現在本發明範圍內，藉由施以熱處理，能使非晶質當中，平均粒徑50mm以下之α－Fe之結晶相(以Fe為主成分之具bcc構造的結晶粒)析出。再者，發現藉由使用此等非晶質或奈米結晶之薄帶或粉末，能得到磁性特性優異之捲繞磁心或疊層磁心、壓粉磁心及電感器。並且，基於以上之見解，完成以下之發明。
亦即，本發明提供一種軟磁性合金，包含70原子%以上之Fe、5~25原子%之B、1.5原子%以下之Cu(不含0)、10原子%以下(不含0)之P，係使熔融狀態之Fe基合金組成物急冷凝固而成。
該軟磁性合金可具非晶質相，亦可為以非晶質相及分散在該非晶質相中之平均粒徑50nm以下之α－Fe之結晶相為主的混相組織。
依照本發明，能提供具優異之軟磁性特性及高非晶質形成能力，且能析出非晶質或奈米結晶之軟磁性合金。
又，此等軟磁性合金，能提供使用此合金之薄帶或粉末，及使用該薄帶之捲繞磁心或疊層磁心、使用粉末之壓粉磁心等，並提供使用此等之電感器。
以下詳加說明本發明之較佳實施形態。
首先，說明第1實施形態之軟磁性合金之組成及構造。本案發明人，在各種探討的結果，發現含有P、B、Cu作為必要成分之Fe基合金組成物中，容易製作非晶質單相且具優異軟磁性特性之薄帶或塊材、粉末。又，藉由對於此合金以適當溫度施以熱處 理，能展現在非晶質相中分散有平均粒徑50nm以下之α－Fe之結晶相的混相組織，並且發現藉由使用此薄帶或粉末，能得到磁性特性優異的捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心及電感器。
尤其，發現：藉由限定P、B、Cu之組成成分，並將Fe基合金組成物之組成規定為包含70原子%以上之Fe、5~25原子%之B、1.5原子%以下之Cu(不含0)、10原子%以下(不含0)之P之組成，能輕易地製作於非晶質單相且具優異軟磁性特性之薄帶或塊材、粉末。
上述Fe基合金中，主成分Fe為負責磁性之元素，乃為了具磁性特性所必要的。但是，若Fe之比例少於70原子%，則會成為飽和磁通密度降低之原因。因此，Fe之比例希望為70原子%以上。
B為負責非晶質形成之元素，乃使非晶質形成能力提高所必要者。但是，B之比例若少於5原子%，則不能得到充分的非晶質形成能力。又，若B之比例超過25原子%，則Fe含量相對減少，導致飽和磁通密度降低，並且會因為熔點急劇上升、非晶質形成能力低等，而使薄帶或粉末之製作變得困難。
Cu為必要元素，被認為具有使奈米結晶粒徑微細化之作用。又，藉由與P同時添加，能具提高非晶質形成能力之作用。但是，Cu之比例若超過1.5原子%，則非晶質形成能力低，直接製作粉末變得困難，故希望為1.5原子%以下。
P與B同樣，為負責非晶質形成之元素，對於使非晶質形成能力提高為必要。但是，若P之比例超過10原子%，則負責磁性之Fe含量相對地減少，不僅導致飽和磁通密度降低，並且熱處理後，Fe－P之化合物析出，會成為軟磁性特性降低之原因之－。因此，P之比例希望為10原子%以下。
在此，上述Fe基合金組成物具有以△Tx(過冷卻液體區域)＝Tx(結晶化開始溫度)－Tg(玻璃轉移溫度)代表之過冷卻液體區域。具有△Tx，意指非晶質相安定且非晶質形成能力高。因此，上述Fe基合金組成物，即使以較單輥液體急冷法之冷卻速度 為慢的水霧化法或模具鑄造法等製作法亦能非晶質化，能提高非晶質形成能力。又，藉由在Tg溫度附近進行熱處理，能將應力完全緩和，展現優異軟磁性特性，同時由於使奈米結晶析出之熱處理中，通過△Tx，因此能降低黏性黏性、緩和粉末之應力。又，為了得到更為優異之非晶質形成能力、軟磁性特性，希望△Tx為20℃以上。
上述Fe基合金組成物，藉由如後所述方式，從熔融狀態急冷，能成為具非晶質相之軟磁性合金。又，藉由將非晶質軟磁性合金進行熱處理，能得到具非晶質相與α－Fe之結晶相混層組織之軟磁性合金。本Fe基合金組成物為具非晶質相或者非晶質相與α－Fe之結晶相之混層組織的軟磁性合金，軟磁性特性優異、低鐵損、飽和磁通密度高。又，若α－Fe結晶粒之平均粒徑超過50nm，則會導致軟磁性特性降低。因此，結晶粒之平均粒徑希望為50nm以下，又，希望為30nm以下。又，即使於急冷狀態結晶粒析出之情形，亦只要使結晶粒為50nm以下即可。
其次，說明第1實施形態之Fe基合金組成物之製造方法。首先，將該組成之Fe基合金予以熔融。其次，藉由單輥液體急冷法或水霧化法、模具鑄造法等冷卻方法將經熔融之Fe基合金予以急冷，製作成具非晶質相之軟磁性薄帶或軟磁性粉末、軟磁性元件。在此，對製作的軟磁性薄帶或粉末，以能維持非晶質狀態之溫度、時間進行熱處理，並使內部應力緩和，可提高軟磁性特性。且，藉由在能析出結晶之溫度以上進行熱處理，能於非晶質相中析出50nm以下之結晶粒。亦即，藉由熱處理，可得具非晶質相及α－Fe之結晶相之混層組織的軟磁性薄帶或粉末。在此，熱處理溫度若低於300℃，則內部應力無法緩和，又，若低於400℃，則無法析出α－Fe之結晶相，若超過700℃，則α－Fe結晶相之結晶粒徑超過50nm，軟磁性特性降低。因此，於非晶質狀態使用之情形，希望於300℃~600℃之範圍進行熱處理。又，使α－Fe之結晶相之結晶粒析出時，可於低溫保持長時間來進行結晶化，希望在400 ℃~700℃之範圍進行熱處理。熱處理例如於真空、氬氣、氮氣等氛圍下進行，亦可於大氣中進行。又，熱處理時間例如為10分鐘至100分鐘左右。再者，亦可於磁場中或應力下進行熱處理，調整軟磁性薄帶或粉末之磁性特性。
在此，第1實施形態之Fe基合金組成物之特徵在於：合金組成之調整，及為了使該合金特性充分展現而從熔融狀態急冷凝固、以熱處理得到之非晶質單相或非晶質及50nm以下之α－Fe之結晶相之混相組織，因此，Fe基合金組成物之製造裝置，可以沿用習知裝置。亦即，為了熱處理步驟，需要可調整氛圍且可於300~700℃之範圍控制溫度之爐以外，可使用習知裝置，例如為得母合金，可使用習知高頻加熱裝置或電弧熔解裝置，為了薄帶化，可使用單輥液體急冷裝置或雙輥裝置，為了粉末化，可使用水霧化裝置、氣體霧化裝置，為得塊狀元件，可使用模具鑄造裝置或射出成形裝置等。
其次，說明第1實施形態之Fe基合金組成物之中，使用軟磁性薄帶之捲繞磁心、疊層磁心之製造方法。首先，將熱處理前之軟磁性薄帶切斷成既定寬，捲取成環狀，以接著劑或熔接固定，製成捲繞磁心。又，將熱處理前之軟磁性薄帶下料成既定形狀，疊層製成疊層磁心。疊層間之黏結材，可使用具絕緣或接著功能之樹脂。其次，說明第1實施形態中，Fe基合金組成物之中使用軟磁性粉末之壓粉磁心之製造方法。首先，將熱處理前之軟磁性粉末(具非晶質相之軟磁性粉末)與黏結劑黏結，製作混合物。其次，將混合物以擠壓機等成形為所望形狀，製作成形體。最後，將成形體進行熱處理，完成壓粉磁心。捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心使用之黏結材，可使用熱硬化性高分子，可視用途或需要的耐熱性適當選擇。舉例而言，例如環氧樹脂、不飽和聚酯樹脂、苯酚樹脂、二甲苯樹脂、鄰苯二甲酸二烯丙酯樹脂、矽酮樹脂、聚醯胺醯亞胺、聚醯亞胺等，但當然不限於此等。以非晶質狀態直接使用之情形，於300℃~600℃左右且未結晶化之範圍施以應 力緩和之熱處理。又，於使成奈米結晶化之狀態使用之情形，藉由於400℃~700℃之範圍施行熱處理，在非晶質相中使50nm以下之結晶粒析出，結晶粒之析出及將因為成形而產生之內部應力緩和可同時進行。又，亦可不使用熱處理前之軟磁性薄帶或粉末，而使用熱處理後之軟磁性薄帶或粉末來製造捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心。於此情形，最後熱處理步驟之熱處理溫度，可為能使黏結材硬化程度之溫度，亦可進一步進行應力緩和之熱處理。又，捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心製造步驟，基本上可直接利用習知裝置。
其次，說明第1實施形態之Fe基合金組成物之中，使用軟磁性薄帶或粉末之電感器之製造方法。以該方式製作捲繞磁心、疊層磁心或壓粉磁心，藉由將壓粉磁心配置在線圈附近，完成電感器。又，亦可不使用熱處理前之軟磁性薄帶或粉末，而使用熱處理後之軟磁性薄帶或粉末製造電感器。於此情形，最後熱處理步驟之熱處理溫度，可為能使黏結材硬化程度之溫度，亦可進一步施以應力緩和之熱處理。又，關於製造電感器之步驟，基本上可直接利用習知裝置。其次，說明第1實施形態之使用軟磁性粉末之電感器之製造方法變形例。首先，將熱處理前之軟磁性粉末與矽酮樹脂等黏結劑黏結，製作混合物。其次，將混合物與線圈以擠製機等一體成形為所望形狀，製作一體成形體。其次，一體成形體直接使用非晶質狀態之情形，於300℃~600℃程度且未結晶化之範圍，施以應力緩和之熱處理。又，以成為奈米結晶化之狀態使用之情形，藉由於400℃~700℃之範圍進行熱處理，使非晶質相中析出50nm以下之結晶粒，完成電感器。又，可以不使用熱處理前之軟磁性粉末，而使用熱處理後之軟磁性粉末來製造電感器。於此情形，最後熱處理步驟之熱處理溫度，可為能使黏結材硬化程度之溫度，亦可進一步施以應力緩和之熱處理。又上述變形例中，由於對於與壓粉磁心成為一體化之線圈亦施以熱處理，因此，必需考慮構成線圈之電線的絕緣體耐熱性。
以此方式，第1實施形態之軟磁性粉末，為含有P、B、Cu為必要成分之Fe基合金。因此，可以採用單輥液體急冷法或霧化法、模具鑄造法等直接製造非晶質薄帶或粉末、塊狀元件，除藉由施加熱處理使應力緩和以外，亦可於非晶質相中使50nm以下之結晶粒析出，使軟磁性特性提高。因此，第1實施形態之軟磁性薄帶、粉末、塊狀元件，軟磁性特性優異、飽和磁通密度高、鐵損亦低，藉由使用此軟磁性薄帶或粉末，能得到具優異特性之捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心。再者，藉由使用此捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心，能得到具更優異特性之電感器。
其次，說明第2實施形態之Fe基合金組成物組成及構造。本案發明人更進一步探討之結果，發現於第1實施形態，藉由進一步限定Fe基合金之組成，能具有更優異之軟磁性特性，且能以單輥液體急冷法等輕易地製作薄帶，且藉由水霧化法等可得能直接製作非晶質粉末程度之高非晶質形成能力。
亦即，第2實施形態之該Fe基合金組成物，具下述(1)式所示組成之成分。
(Fe1-a M1 a )100-b-c-d-e-f-g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g …(1)
但是，M1 為Co、Ni至少1種的元素，M2 為擇自於Nb、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Cr、Mn所構成群中至少1種的元素，M3 為擇自於鉑族元素、稀土類元素、Au、Ag、Zn、Sn、Sb、In、Rb、Sr、Cs、Ba所構成群中至少1種元素，M4 為擇自於C、Si、Al、Ga、Ge所構成群中至少1種元素，a、b、c、d、e、f、g為各滿足於0≦a≦0.5、0≦b≦10、5≦c≦25、0<d≦10、0<e≦1.5、0≦f≦2、0≦g≦8、70≦100-b-c-d-e-f-g之數值。又，鉑族元素由Pd、Pt、Rh、Ir、Ru、Os構成，稀土類元素由Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu所構成。
上述Fe基合金中，主成分Fe為負責磁性之元素，與第1實施形態同樣，為有磁性特性所必要。
M1 與Fe同樣是負責磁性之元素，藉由添加M1 ，可調整磁致伸縮，在磁場中熱處理等賦予誘導磁性異向性。但是，M1 之比例在(1)式中若為滿足a>0.5之比例，則可能導致飽和磁通密度降低或軟磁性特性劣化。因此，M1 之比例希望在(1)式滿足a≦0.5之比例，更希望為滿足a≦0.3之比例。
M2 為提高非晶質形成能力有效的元素，使容易製作薄帶或粉末。又，於奈米結晶合金中亦具抑制結晶粒成長之效果。但是，M2 比例若超過10原子%，則Fe濃度降低，飽和磁通密度降低，因此，M2 比例希望為10原子%以下。又，非晶質組織為得到高飽和磁通密度，希望為5原子%以下，為了進一步以熱處理得到50nm以下之結晶粒，為了抑制結晶粒成長，希望為1原子%以上，又由於非晶質形成能力或飽和磁通密度降低及Fe－M2 化合物容易析出，會導致軟磁性特性降低，故希望為10原子%以下。
又，M4 中，Cr為貢獻於Fe基合金組成物之比電阻提高或組成物表面之鈍態層所致高頻特性改善之元素，希望為0.1原子%以上。於以水霧化製作粉末，亦希望0.1原子%以上。再者，於需要耐蝕性之環境使用之情形，希望為1原子%以上，亦可省略防銹處理等步驟。
B為負責非晶質形成之元素，與第1實施形態同樣，乃得到高非晶質形成能力所必要者。但是，若B之比例少於5原子%，則得不到充分的非晶質形成能力。又，B之比例若超過25原子%，則Fe含量相對減少，會導致飽和磁通密度降低，同時，熔點急劇上升、非晶質形成能力低等，造成薄帶或粉末製作困難。因此，B之比例希望在5~25原子%之範圍。又，為具過冷卻液體區域△Tx且為得到優異的非晶質形成能力，希望在5~20原子%，再者，為以熱處理成為奈米結晶組織，且為得到優異軟磁性特性，抑制磁性特性不良之Fe－B之化合物析出，希望為5~18%。
P與B同樣為負責非晶質形成之元素，乃得到高非晶質形成能力所必要。但是，若P之比例超過10原子%，則負責磁性之Fe 含量相對減少，有導致飽和磁通密度降低之虞。因此，希望P之比例為10原子%以下。又，P之比例若超過8原子%，則於藉由熱處理使奈米結晶化之情形，Fe－P之化合物析出，有導致軟磁性特性降低之虞，於此情形，P之比例希望為8原子%以下，再者，更希望為5原子%以下。但是，若少於0.2原子%，則非晶質形成能力低，故希望為0.2原子%以上。
Cu有使奈米結晶粒徑微細化之作用，又藉由與P同時添加，具使非晶質形成能力提高之作用，需要在0.025原子%以上。又，Cu之比例若超過1.5原子%，則非晶質形成能力低，因此，希望為1.5原子%以下。為以熱處理成為奈米結晶組織並為了得到優異軟磁性特性及非晶質形成能力，希望為1原子%以下，又為成非晶質狀態、具過冷卻液體區域△Tx、且有優異非晶質形成能力，希望為0.8原子%以下。
M3 有使因為熱處理析出之結晶相之結晶粒徑微細化的效果。但是，若M3 比例超過2原子%，則非晶質形成能力低，又，Fe量相對減少，飽和磁通密度降低。因此，M3 比例希望為2原子%以下。
M4 藉由與B或P一起添加，促進非晶質形成能力之提高，同時亦具有調整磁致伸縮、提高耐蝕性等作用。但是，M4 比例若超過8原子%，則非晶質形成能力低，同時於以熱處理使奈米結晶化之情形，化合物析出，且成為軟磁性特性降低之原因之一。又，Fe量相對減少，飽和磁通密度降低。因此，M4 比例希望為8原子%以下。
又，軟磁性粉末之製造方法、壓粉磁心之製造方法、電感器之製造方法，因為與第1實施形態相同，故省略說明。
以此方式，第2實施形態中，非晶質軟磁性薄帶或粉末，為含有P、B、Cu作為必要成分之Fe基合金。因此，與第1實施形態發揮同樣效果。又，依照第2實施形態，較第1實施形態進一步限定Fe基合金之組成，並添加M1 。因此，相較於第1實施形 態，能使磁致伸縮更小，又，可於磁場中熱處理等，附加誘導磁性異向性。又，依照第2實施形態，較第1實施形態更進一步限定Fe 基合金之組成，並添加M2 。因此，相較於第1實施形態，能使飽和磁通密度更提高。又，依照第2實施形態，相較於第1實施形態，更進一步限定Fe基合金之組成，並添加M3 。因此，相較於第1實施形態，能使析出之結晶粒更為微細化。再者，依照第3實施形態，相較於第1實施形態，更進一步限定Fe基合金之組成，並添加M4 。因此，相較於第1實施形態，能使非晶質形成能力更為提高，並能使磁致伸縮更小，能更提高耐蝕性。
以下，依據實施例具體說明本發明。
(實施例1~24、比較例1~6)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Cu、Al之原料，使成為下述表1記載之本發明實施例1~24及比較例1~6之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，並配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，進行抽真空，之後於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作帶有各種厚度之寬約3mm、長度約5m之連續薄帶。於此等薄帶冷卻速度最慢之急冷時，將薄帶中不與銅輥接觸之面以X光繞射法評價，測定各薄帶之最大厚度tmax 。最大厚度tmax 增大，意指即使冷卻速度慢亦能得到非晶質構造，具高非晶質形成能力。又，就變化曲線之例而言，圖1顯示以本發明中包含之Fe75.91 B11 P6 Si7 Cu0.09 組成所製備的厚度260 μm薄帶之X光繞射變化曲線。其次，以40℃/分(0.67℃/秒)之條件，對於此等薄帶使用DSC，進行熱性質之評價，求出Tx(結晶化開始溫度)、Tg(玻璃轉移溫度)，並從Tx及Tg算出△Tx(過冷卻液體區域)。又，對於完全非晶質單相薄帶，利用振動試樣型磁力計(VSM：Vibrating－Sample Magnetometer)，評價飽和磁通密度(Bs)。本發明之實施例1~24及比較例1~6之組成中，非晶質合金組成物之飽和磁通密度Bs、最大厚度tmax 、厚度40 μm之薄帶之X光繞射結果及其薄帶 寬測定結果，各如表1所示。
如表1所示，實施例1~24非晶質合金組成物之飽和磁通密度Bs均為1.20T以上，相較於Fe、Si、B元素所構成習知非晶質組成物之比較例1，非晶質形成能力較高，具40 μm以上之最大厚度tmax 。
在此，表1所示組成之中，實施例1~6、比較例2，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，B含量c之值從7原子%變化到27原子%之情形。其中，實施例1至6之情形，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形之c≦25範圍，成 為本發明參數c之條件範圍。c＝27之比較例2之情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。又，實施例6由於玻璃轉移溫度不滿20℃，因此B含量較佳為20原子%以下。
在此，表1所示組成之中，實施例1~6、比較例3，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，Fe含量100－b－c－d－e－f－g之值從68.91原子%變化至79.91原子%之情形。其中，實施例1至6之情形，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形之70.91≦100－b－c－d－e－f－g之範圍，成為本發明參數100－b－c－d－e－f－g之條件範圍。100－b－c－d－e－f－g＝68.91之比較例3之情形，由於Fe含量減少，飽和磁通密度Bs降低，不滿足上述條件。
在此，表1所示組成之中，實施例7~10、比較例4，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，P含量d之值從1原子%變化到12原子%之情形。其中實施例7至10之情形為，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形之d≦10之範圍為本發明參數d之條件範圍。d＝12之比較例4之情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
表1所示組成之中，實施例11~16、比較例5相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，Cu含量e之值從0.025原子%變化到2原子%之情形。其中，實施例11~16之情形，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形中，e≦1.5之範圍成為本發明參數e之條件範圍。e＝2之比較例5之情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
表1所示組成之中，實施例17~24、比較例6，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M4 含量g之值從0原子%變化到10原子%之情形。其中實施例17~24情形，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形之0≦g≦8之範圍，成為本發明參數g之條件範圍。g＝10之比較例6之情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
(實施例25~47、比較例7~16)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Al、Cu之原料，使成為下述表2記載之本發明實施例25~47及比較例7~16之合金組成，並放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，進行抽真空，之後於減壓Ar氛圍中，以高頻誘導加熱熔解製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作帶有各種厚度之寬約3mm、長度約5m之連續薄帶。於此等薄帶之冷卻速度最慢之急冷時，以X光繞射法評價薄帶中不與銅輥接觸之面，並對於各薄帶，測定最大厚度tmax 。最大厚度tmax 增大，意指即使以慢的冷卻速度亦能得到非晶質構造，具高非晶質形成能力。又對於完全非晶質單相薄帶，以VSM評價飽和磁通密度Bs。本發明實施例25~47及比較例7~16之組成中，非晶質合金組成物之飽和磁通密度Bs、最大厚度tmax 、厚度30 μm之薄帶之X光繞射結果及其薄帶寬之測定結果，各如表2所示。
[表2]
如表2所示，實施例25~47之非晶質合金組成物，為Fe含量78原子%以上之組成，相較於Fe、Si、B元素所構成習知非晶質組成物之比較例7，飽和磁通密度Bs高，均為1.55T以上，再者，相較於比較例8、9，非晶質形成能力高，具有容易製作非晶質薄帶之30 μm以上之最大厚度tmax 。
在此，表2所示組成之中，實施例25~28、比較例10，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，B含量c之值從4原子%變化至12原子%之情形。其中，實施例25至28之情形，滿足Bs≧1.55T、tmax ≧30 μm之條件，此情形之5≦c之範圍成為本發明參數c之條件範圍。c＝4之比較例10之情形，非晶質 形成能力低，得不到非晶質單相之薄帶，不滿足上述條件。
在此，表2所示組成之中，實施例25~31、比較例11，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，P含量d之值從0原子%變化為5原子%之情形。其中實施例25至31之情形，滿足Bs≧1.55T、tmax ≧30 μm之條件，此情形之0.2≦d範圍，成為本發明參數d之條件範圍。d＝0之比較例11之情形，非晶質形成能力低，得不到非晶質單相之薄帶，不滿足上述條件。
在此，表2所示組成之中，實施例32~35、比較例12、13，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，Cu含量e之值從0原子變化到1原子%之情形。其中實施例32至35之情形，滿足Bs≧1.55T、tmax ≧30 μm之條件，此情形0.025≦e之範圍，成為本發明參數e之條件範圍。e＝0、1之比較例12、13之情形，非晶質形成能力低，得不到非晶質單相之薄帶，不滿足上述條件。以上，由於Cu微量添加即對於非晶質形成能力造成大影響，因此尤其Fe含量在78原子%以上之組成區域中，Cu含量e之值為0.025原子%以上、0.8原子%以下較佳。
(實施例48~56、比較例17、18)
各秤量Fe、Co、Ni、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Cu之原料，使成為下述表3記載之本發明實施例48~56及比較例17、18之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，進行抽真空，之後於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作成帶有各種厚度之寬約3mm、長度約5 m之連續薄帶。於此等薄帶之冷卻速度最慢之急冷時，以X光繞射法評價薄帶未與銅輥接觸之面，並對於各薄帶測定最大厚度tmax 。最大厚度tmax 若增大，意指即使慢的冷卻速度亦能得非晶質構造，具高非晶質形成能力。又，對於完全非晶質單相薄帶，使用VSM評價飽和磁通密度Bs。本發明之實施例48~56及比較例17、18之組成中，非晶質合金組成物之飽和磁通密度Bs、最大厚度tmax 、厚度40 μm之薄帶之X光 繞射結果及該薄帶寬之測定結果各如表3所示。
如表3所示，實施例48~56之非晶質合金組成物，飽和磁通密度Bs均為1.20T以上，相較於Fe、Si、B元素所構成習知非晶質組成物之比較例17，非晶質形成能力高，具40 μm以上之最大厚度tmax 。
在此，表3所示組成之中，實施例48~56、比較例18之(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g ，相當於M1 含量a之值從0變化至0.7之情形。其中，實施例48至56之情形，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形中，a≦0.5範圍成為本發明參數a之條件範圍。a＝0.7之比較例18之情形，飽和磁通密度Bs降低，不滿足上述條件。又，若添加過多M1 ，則Bs降低顯著，又，原料昂貴且不適用於工業化，且非晶質形成能力亦開始降低，因此M1 含量a之值為0.3以下較佳。
(實施例57~90、比較例19~22)
各秤量Fe、Co、Ni、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Al、Cu、Nb、Cr、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Mn、Y、La、Nd、Sm、Dy之原料，使成下述表4記載之本發明實施例57~90及比較例19~22合金組成，放入氧化鋁坩堝之中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，進行抽真空，之後於減壓Ar氛圍中，藉由高頻誘導加熱使熔解，製作母合金。將該母合金以單輥液體急冷法處理， 製作帶各種厚度之寬約3mm、長度約5m之連續薄帶。於此等薄帶冷卻速度最慢之急冷時，將薄帶中不與銅輥接觸之面以X光繞射法評價，測定各薄帶之最大厚度tmax 。最大厚度tmax 若增大，意指即使慢的冷卻速度亦能得非晶質構造，具高非晶質形成能力。又，對於完全非晶質單相薄帶，使用VSM評價飽和磁通密度Bs。本發明之實施例57~90及比較例19~22組成中，非晶質合金組成物之飽和磁通密度Bs、最大厚度tmax 、厚度40 μm之薄帶X光繞射結果及其薄帶寬之測定結果，各如表4所示。
[表4]
如表4所示，實施例57~90之非晶質合金組成物，飽和磁通密度Bs均為1.20T以上，且相較於Fe、Si、B元構成之習知非晶質組成物之比較例19，非晶質形成能力高、具40 μm以上之最大厚度tmax 。
在此，表4所示組成之中，實施例57~84、比較例20、21，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M2 含量b之值從0原子%變化為7原子%之情形。其中，實施例55至73之情形，滿足Bs≧1.20T、tMax ≧40 μm之條件，此情形中，b≦5之 範圍為本發明參數b之條件範圍。b＝7之比較例20、21之情形，飽和磁通密度Bs降低，不滿足上述條件。
在此，表4所示組成之中，實施例85~90、比較例22，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M3 含量f之值從0原子%變化到3原子%之情形。其中，實施例85至90之情形，滿足Bs≧1.20T、tmax ≧40 μm之條件，此情形之f≦2範圍，成為本發明參數f之條件範圍。f＝3之比較例22之情形，飽和磁通密度Bs降低，不滿足上述條件。
(實施例91~151、比較例23~34)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Al、Cu、Nb、Mo、Cr之原料，使成為下述表5－1及表5－2(以下，2個表合稱「表5」)記載之本發明實施例91~151及比較例23~34之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，進行抽真空，之後減壓，於Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作厚度約30 μm、寬約3mm、長度約5m之連續薄帶。於此等薄帶冷卻速度最慢之急冷時，將薄帶中不與銅輥接觸之面以X光繞射法評價。又，對於完全非晶質單相30 μm厚度之薄帶，以VSM評價飽和磁通密度Bs，並以直流BH追蹤器評價矯頑磁力Hc。但是，關於非晶質形成能力低、無法製作厚度30 μm之薄帶之組成，則不進行熱處理後之評價。本發明之實施例91~151及比較例23~34組成中，非晶質合金組成物之厚度30 μm薄帶之X光繞射結果及熱處理後之飽和磁通密度Bs、矯頑磁力Hc之測定結果，各如表5所示。又，熱處理條件係對各試樣，於結晶化溫度以上之600℃，於Ar氛圍中進行5分鐘，使微結晶析出。但是，對於P含量為5原子%以上之實施例，則於550℃Ar氛圍中進行5分鐘熱處理，使微結晶析出。
[表5－1]
[表5－2]
如表5所示，實施例91~151之非晶質合金組成物，藉由於結晶化溫度以上之溫度施以熱處理，使微細結晶析出，且飽和磁通密度Bs均為1.30T以上，具可連續量產薄帶之30 μm以上最大厚度tmax ，且熱處理後有20A/m以下之矯頑磁力Hc。在此，為滿足tmax ≧30 μm之條件，厚度30 μm薄帶之X光繞射結果為非晶質相即可。
在此，表5所示組成之中，實施例91~104、比較例23、24，相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，B含量c 之值從4原子%變化為20原子%之情形。其中，實施例91至104之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形之5≦c≦18之範圍，成為本發明中參數c之條件範圍。c＝4之比較例23之情形，非晶質形成能力低，且c＝20之比較例24之情形，矯頑磁力Hc劣化，不滿足上述條件。
在此，表5所示組成之中，實施例105~111、比較例25、26相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，P含量d之值從0原子%變化到10原子%之情形。其中，實施例105至111之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形之0.2≦d≦8之範圍，成為本發明中參數d之條件範圍。d＝0、10之比較例25、26之情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
在此，表5所示組成之中，實施例112~119、比較例27、28相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，Cu之含量e之值從0原子%變化到1.5原子%之情形。其中，實施例112至119之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形之0.025≦e≦1之範圍，成為本發明參數e之條件範圍。e＝0、1.5之比較例27、28之情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
在此，表5所示組成之中，實施例120~128、比較例29相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M4 含量g之值從0原子%變化到10原子%之情形。其中，實施例120~128之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形參數g之條件範圍，以g≦8較佳。g＝10之比較例29，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
在此，表5所示組成之中，實施例129~145、比較例30、31相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M2 含量b之值從0原子%變化到12原子%之情形。其中，實施例129至145之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形參數b之條件範圍，以1≦b≦10較佳。b＝0之比較例30之情形，矯頑磁力Hc劣化，且b＝12之比較例31之情形，非晶質形成能力低， 不滿足上述條件。
在此，表5所示組成之中，實施例146~151、比較例32相當於在(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M3 含量f之值從0原子%變化到3原子%之情形。其中，實施例146至151之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形參數f之條件範圍，以0≦f≦2較佳。f＝3比較例32情形，非晶質形成能力低，不滿足上述條件。
(實施例152~158、比較例35~37)
各秤量Fe、Co、Ni、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Al、Cu、Nb、Mo、Cr之原料，使成為下述表6記載之本發明實施例152~158及比較例35~37之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置於高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中，以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作厚度約30 μm、寬約3mm、長度約5m之連續薄帶。於此等薄帶冷卻速度最慢之急冷時，將薄帶中不與銅輥接觸之面以X光繞射法評價。又，對於完全非晶質單相30 μm厚度之薄帶，以VSM評價飽和磁通密度Bs，並以直流BH追蹤器評價矯頑磁力Hc。但是對於非晶質形成能力低、無法製作厚度30 μm之薄帶之組成，不實施熱處理後之評價。本發明之實施例152~158及比較例35~37之組成中，非晶質合金組成物之厚度30 μm薄帶之X光繞射結果及熱處理後之飽和磁通密度Bs、矯頑磁力Hc之測定結果，各如表6所示。又，熱處理條件係對各試樣，於結晶化溫度以上之600℃，於Ar氛圍中進行5分鐘，使微結晶析出。
[表6]
如表6所示，實施例152~158之非晶質合金組成物藉由在結晶化溫度以上之溫度施行熱處理，使微細結晶析出，並且飽和磁通密度Bs均為1.30T以上，具可連續量產薄帶之30 μm以上之最大厚度tmax ，且熱處理後具20A/m以下之矯頑磁力Hc。在此，為了滿足tmax ≧30 μm之條件，厚度30 μm薄帶之X光繞射結果為非晶質相即可。
在此，表6所示組成之中，實施例152~158、比較例35相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－r－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M1 之含量a之值從0變化至0.7之情形。其中，實施例152至158之情形，滿足Bs≧1.30T、tmax ≧30 μm之條件，此情形0≦a≦0.5之範圍，成為本發明參數a之條件範圍。a＝0.7之比較例35之情形，飽和磁通密度Bs降低，不滿足上述條件。
又，若過度添加M1 ，則Bs降低顯著，且原料昂貴，不適於工業化，且非晶質形成能力亦開始降低，故M1 含量a之值為0.3以下較佳。
(實施例159~193、比較例38~48)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Ai、Fe80 C20 、Al、Cu、Nb、Cr、Mo、Ta、W、Al之原料，使成為下述表7記載之本發明實施例159~193及比較例38~48之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以水霧化法處理，製作平均粒徑10 μm之軟磁性粉末。將此粉末以X光繞射法測定，進行相判定。又，對於完全非晶質單相粉末，以VSM評價飽 和磁通密度Bs。但是，對於非晶質形成能力低、結晶析出之軟磁性粉末，不進行評價。其次，將熱處理前之粉末與矽酮樹脂溶液以使軟磁性粉末與矽酮樹脂固體成分之比率以重量比計為100/5之方式混合並造粒，將造粒粉末以成形壓力1000MPa擠製成形，製作外徑18mm、內徑12mm、厚度3mm之環(toroidal)形狀之成形體(壓粉磁心)。並且，對於各成形體，施以使作為黏結劑之矽酮樹脂硬化用的熱處理，製作評價用之壓粉磁心。又，就習知材料而言，對於以水霧化製作之Fe及Fe88 Si3 Cr9 組成之粉末，以同樣條件施以成形、熱處理，製作成評價用的壓粉磁心。並且，使用交流BH分析儀，以100kHz－100mT之激磁條件，測定此等壓粉磁心之鐵損。此時，對於各試樣，於400℃施以60分鐘的熱處理。又，對於Fe粉末於500℃、對於Fe88 Si3 Cr9 粉末於700℃，各施以60分鐘之熱處理。本發明之實施例159~193及比較例38~48之組成中，非晶質合金組成物之粉末X光繞射結果及熱處理後之飽和磁通密度Bs及鐵損Pcv之測定結果，各如表7所示。
[表7]
如表7所示，實施例159~193之非晶質合金組成物，可以水霧化法製作平均粒徑10 μm之非晶質單相粉末，飽和磁通密度Bs均為1.20T以上，且進一步熱處理後，有不滿4900mW/cc之鐵損Pcv。
在此，表7所示組成之中，實施例159~166、比較例39、40 相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，B含量c之值從3原子%變化到22原子%之情形。其中，實施例159至166之情形，可得非晶質單相粉末，滿足Bs≧1.20T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形5≦c≦20之範圍，成為本發明參數c之條件範圍。c＝3、22之比較例39、40之情形，非晶質形成能力低，無法得到非晶質單相之軟磁性粉末，不滿足上述條件。
在此，表7所示組成之中，實施例167~171、比較例41、42相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，P含量d之值從0原子%變化到12原子%之情形。其中，實施例167至171之情形，可得非晶質單相粉末，滿足Bs≧1.20T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形0.2≦d≦10之範圍，成為本發明參數d之條件範圍。d＝0、12之比較例41、42之情形，非晶質形成能力低，無法得到非晶質單相之軟磁性粉末，不滿足上述條件。
在此，表7所示組成之中，實施例172~177、比較例43、44相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，Cu含量e之值從0原子%變化到1.5原子%之情形。其中，實施例172至177之情形，可得非晶質單相粉末，滿足Bs≧1.20T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形e≦1之範圍，成為本發明參數e之條件範圍。e＝0、1.5之比較例43、44之情形，非晶質形成能力低、無法得到非晶質單相之軟磁性粉末，不滿足上述條件。
在此，表7所示組成之中，實施例178~185、比較例45相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M4 含量g之值從0原子%變化到10原子%之情形。其中，實施例178至185之情形，可得非晶質單相粉末，滿足Bs≧1.20T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形g≦8之範圍，成為本發明參數g之條件範圍。g＝10之比較例45之情形，非晶質形成能力低、無法得到非晶質單相之軟磁性粉末，不滿足上述條件。
在此，表7所示組成之中，實施例159、186~193、比較例46相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M2 含 量b之值從0原子%變化到6原子%之情形。其中實施例159及186至193之情形，可得非晶質單相粉末，滿足Bs≧1.20T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形0≦b≦5之範圍，成為本發明參數b之條件範圍。b＝6之比較例46之情形，飽和磁通密度降低，不滿足上述條件。
(實施例194~242、比較例49~62)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、C、Al、Cu、Nb、Mo、Cr、Ta、r、Hf、Y、Pd之原料，使成下述表8－1及表8－2(以下，2個表合稱「表8」)記載之本發明實施例194~242及比較例49~62之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後，於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以水霧化法處理，製作平均粒徑10 μm之軟磁性粉末。將此粉末以X光繞射法測定，進行相之判定。又，就變化曲線之例而言，圖1顯示本發明包含之Fe79.91 B10 P2 Si2 Nb5 Cr1 Cu0.09 組成製備之軟磁性粉末在熱處理前之X光繞射之變化曲線。如圖1所示，為僅有寬廣峰部之狀態，判定為「非晶質相」。又，關於完全非晶質單相粉末，以VSM評價飽和磁通密度Bs。但是，對於非晶質形成能力低、結晶析出之軟磁性粉末，不進行評價。其次，將熱處理前之粉末與矽酮樹脂之溶液混合，使軟磁性粉末與矽酮樹脂固體成分之比例以重量比計，成為100/5，並造粒，將造粒粉末以成形壓力1000MPa進行擠製成形，製作外形18mm、內徑12mm、厚度3mm之環形狀成形體(壓粉磁心)。並且，對於各成形體，施以使作為黏結劑之矽酮樹脂硬化的熱處理，製作評價用壓粉磁心。製作壓粉磁心。又，就習知材料而言，對於以水霧化製作之Fe及Fe88 Si3 Cr9 組成粉末，亦以同樣之條件進行成形、熱處理，製作評價用壓粉磁心。並且，使用交流BH分析儀，以100kHz－100mT之激磁條件，進行此等壓粉磁心之鐵損測定。此時，對於各試樣，於600℃進行10分鐘熱處理，使微結晶析出。又，對於Fe粉末於500℃、對於Fe88 Si3 Cr9 粉末於700℃，各進行60分鐘之熱處理，使微結晶析出。本發明之實施例194~242及比較例49~62組成中，非晶質合金組成物粉末之X光繞射結果及熱處理後之飽和磁通密度Bs及鐵損Pcv之測定結果，各如表8所示。
[表8－2]
如表8所示，實施例194~242之非晶質合金組成物，可以用水霧化法製作平均粒徑10 μm之非晶質單相粉末，飽和磁通密度Bs均為1.30T以上，鐵損Pcv均不滿4900mW/cc。
在此，表8所示組成之中，實施例194~200、比較例49、50相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，B含量c之值從4原子%變化至20原子%之情形。其中，實施例194至200之情形，可得非晶質單相粉末，滿足熱處理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形c≦18之範圍，成為本發明參數c之條件範圍。c＝4、20之比較例49、50之情形，非晶質形成能力低、無法得到非晶質單相粉末，不滿足上述條件。
在此，表8所示組成之中，實施例201~207、比較例51、52相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，P含量d之值從0原子%變化到10原子%之情形。其中，實施例201至207 之情形，可得非晶質單相粉末，滿足熱處理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形0.2≦d≦8之範圍，成為本發明參數d之條件範圍。d＝0之比較例51之情形，非晶質形成能力低、無法得到非晶質單相粉末，又，d＝10之比較例52情形，P含量因為過剩，鐵損Pcv劣化，不滿足上述條件。或，為更減低鐵損Pcv，P含量以5原子%以下較佳。
在此，表8所示組成之中，實施例208~214、比較例53、54相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－r－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，Cu含量e之值從0原子%變化到1.5原子%之情形。其中，實施例208至214之情形，可得非晶質單相粉末，滿足熱處理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形0.025≦e≦1.0之範圍，成為本發明參數e之條件範圍。e＝0、1.5之比較例53、54情形，非晶質形成能力低，無法得到非晶質單相粉末，不滿足上述條件。
在此，表8所示組成之中，實施例215~228、比較例55相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M4 含量g之值從0原子%變化到10原子%之情形。其中，實施例215至228之情形，可得非晶質單相粉末，滿足熱處理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形0≦g≦8之範圍，成為本發明參數g之條件範圍。g＝10之比較例55之情形，非晶質形成能力低、無法得到非晶質單相粉末，不滿足上述條件。
在此，表8所示組成之中，實施例229~239、比較例56、57相當於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－f－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M2 含量b之值從0原子%變化至12原子%之情形。其中，實施例229至239之情形，可得非晶質單相粉末，滿足熱處理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形1≦b≦10之範圍，成為本發明參數b之條件範圍。b＝0之比較例56之情形，鐵損Pcv亦劣化，b＝12之比較例57之情形，由於Nb含量過剩，飽和磁通密度Bs降低，且鐵損Pcv亦劣化，不滿足上述條件。
在此，表8所示組成之中，實施例240~242、比較例58相當 於(Fe1－a M1 a )100－b－c－d－e－r－g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 中，M3 含量f之值從0原子%變化到3原子%之情形。其中，實施例240至242之情形，可得非晶質單相粉末，滿足熱處理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，此情形0≦f≦2之範圍，成為本發明參數f之條件範圍。f＝3之比較例58之情形，非晶質形成能力低、無法得到非晶質單相粉末，不滿足上述條件。
(實施例243~251、比較例63)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Al、Cu、Nb、Cr之原料，使成下述表9記載之本發明之實施例243~251及比較例63之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置於高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作厚度約30 μm、寬約5mm、長度約5m之連續薄帶。將此薄帶表面以X光繞射法測定，確認為非晶質單相，再以VSM評價飽和磁通密度Bs。又，將連續薄帶切斷成長度約3cm，於60℃－95%RH之條件進行恆溫高濕試驗，評價於24小時後及100小時後，薄帶表面是否變色。再者，將母合金以水霧化法處理，製作平均粒徑10 μm之軟磁性粉末。觀察水霧化後此粉末之表面狀態，並以X光繞射法進行測定，確認為非晶質單相。本發明之實施例243~251及比較例63組成中，薄帶之飽和磁通密度Bs及恆溫高濕試驗後之表面狀態，及霧化後粉末之表面狀態之觀察結果，各如表9所示。
[表9]
如表9所示，實施例243~251之非晶質合金組成物，可以單輥液體急冷法製作成厚度30 μm之非晶質單相之連續薄帶，及以水霧化法製作平均粒徑10 μm之非晶質單相粉末，且飽和磁通密度Bs均為1.20T以上。又，比較例63由於過度添加Cr，飽和磁通密度Bs不滿1.20T。關於實施例243~251及比較例63，評價耐蝕性，結果於恆溫高濕試驗後之薄帶及霧化後粉末變色之不含Cr之實施例243，關於磁性特性雖無變化，但是外觀上不良。Cr以0.1原子%以上較佳，更佳為1原子%以上。又，比較例63中，M2 含量超過5原子%，飽和磁通密度Bs不滿1.20T，不滿足上述條件。
(實施例252~258、比較例64)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Cu、Nb、Cr之原料，使成為下述表10記載之本發明實施例252~258及比較例64之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置於高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作厚度約30 μm、寬約5mm、長度約5 m之連續薄帶。再者，於600℃，於Ar氛圍中，熱處理5分鐘，使奈米結晶析出。將此薄帶藉由VSM評價飽和磁通密度Bs，並於60℃－95%RH之條件，進行恆溫高濕試驗，評價於24小時後及100小時後，薄帶表面是否變色。再者，將母合金以水霧化法處理，製作平均粒徑10 μm之軟磁性粉末。觀察水霧化後之粉末表面狀態，並以X光繞射法進行測定，確認為非 晶質單相。本發明之實施例252~258及比較例64組成中，薄帶之飽和磁通密度Bs及恆溫高濕試驗後之表面狀態，及霧化後粉末表面狀態之觀察結果，各如表10所示。
如表10所示，實施例252~258之非晶質合金組成物，可以採用單輥液體急冷法製作厚度30 μm之非晶質單相之連續薄帶，及採用水霧化法製作平均粒徑10 μm之非晶質單相粉末，飽和磁通密度Bs均為1.30T以上。又，比較例64由於過度添加Cr，飽和磁通密度Bs不滿1.30T。關於實施例252~258及比較例64，進行耐蝕性評價，結果不含Cr之實施例252雖磁性特性沒有變化，但是外觀不良。Cr以0.1原子%以上較佳，1原子%以上更佳。又，比較例64中，M2 含量超過12原子%，飽和磁通密度Bs不滿1.30T，不滿足上述條件。
(實施例259~266)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Cu、Nb、Cr之原料，使成下述表11記載之本發明實施例259~266之合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置於高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中，以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以單輥液體急冷法處理，製作厚度25 μm、寬約5mm、長度約10m之連續薄帶。對於此薄帶，使用電阻計評價比電阻。再者，將薄帶製作成內徑15mm、外徑25mm、高度5mm之捲繞磁心，使用阻抗分析儀，評價10kHz與100kHz之初磁導率。又，熱處理條件，關於實施例259~262之各試樣，於400℃、Ar氛圍中進行60分鐘，使內部應力緩和，關於實施例263~266之各試樣， 於600℃Ar氛圍中進行5分鐘，使奈米結晶析出。本發明之實施例259~266之組成中，軟磁性合金組成物之比電阻，及10kHz與100kHz之初磁導率，及10kHz至100kHz高頻化之初磁導率減少率評價結果，各如表11所示。
對於表11所示實施例259~266，評價比電阻及初磁導率，結果不含Cr之實施例259、263，相較於含Cr之組成，比電阻較低，且其初磁導率在高頻區域減少率達50%以上，因此Cr以0.1原子%以上較佳。
(實施例267~277、比較例65~76)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Cu、Nb、Cr之原料，使成Fe73.91 B11 P6 Si7 Nb1 Cr1 Cu0.09 、Fe79.91 B12 P3 Nb5 Cu0.09 及Fe79.91 B10 P2 Si2 Nb5 Cr1 Cu0.09 ，放入氧化鋁坩堝中，配置於高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以水霧化法處理，製作平均粒徑10 μm之軟磁性粉末。將此粉末以X光繞射法測定，確認非晶質單相。其次，將熱處理前之粉末與矽酮樹脂之溶液混合，使得軟磁性粉末與矽酮樹脂固體成分之比率以重量比計，為100/5，並造粒，將造粒粉末以成形壓力1000MPa擠製成形，製作外徑18mm、內徑12mm、厚度3mm之環形狀成形體(壓粉磁心)。並且，對於各成形體，施以用於使作為黏結劑之矽酮樹脂硬化之熱處理，製作評價用壓粉磁心。再者，關於粉末及製作之壓粉磁 心，於200、300、400、500、600、700、800℃，對於Fe73.91 B11 P6 Si7 Nb1 Cr1 Cu0.09 組成施以各60分鐘熱處理，對於Fe79.91 B12 P3 Nb5 Cu0.09 及Fe79.91 B10 P2 Si2 Nb5 Cr1 Cu0.09 組成，各施以10分鐘熱處理，作為評價用試樣。又，就習知材料而言，關於以水霧化製作之Fe及Fe88 Si3 Cr9 組成粉末，亦於同樣條件成形，關於Fe粉末於500℃，關於Fe88 Si3 Cr9 粉末於700℃，各進行60分鐘熱處理。其次，對於經施以熱處理之粉末，以X光繞射法測定，從得到之X光繞射峰值之半值寬，使用Scherrer式，求出析出的奈米結晶之結晶粒徑，以VSM評價飽和磁通密度Bs。又，壓粉磁心之試樣使用BH分析儀，於100kHz－100mT之激磁條件進行鐵損測定。本發明實施例267~277及比較例65~76之組成中，對於非晶質合金組成物之熱處理條件，粉末飽和磁通密度Bs、平均結晶粒徑及壓粉磁心之鐵損Pcv測定結果，各如表12所示。
如表12所示，實施例267~270之非晶質合金組成物，飽和磁通密度Bs均為1.20T以上，又實施例271~277之奈米結晶組 成物，藉由施以適當熱處理，飽和磁通密度Bs均為1.30T以上，且鐵損Pcv均不滿4900mW/cc。
在此，表12所示Fe73.91 B11 P6 Si7 Nb1 Cr1 Cu0.09 組成之熱處理條件之中，實施例267~270、比較例65~67，相當於200℃~800℃之熱處理溫度。其中實施例267~270之情形，於熱處理後滿足Bs≧1.20T、Pcv<4900 mW/cc之條件，就非晶質相使用之合金組成物而言，600℃以下之範圍作為本發明熱處理條件較佳。熱處理溫度為200℃之比較例65之情形，由於熱處理溫度低，因此無法緩和成形時施加的內部應力，鐵損Pcv劣化，且熱處理條件為700~800℃之比較例66、67之情形，為結晶化溫度以上之熱處理條件，本組成由於析出的結晶大，因此鐵損Pcv劣化，不滿足上述條件。
在此，表12所示Fe79.91 B12 P3 Nb5 Cu0.09 、Fe79.91 B10 P2 Si2 Nb5 Cr1 Cu0.09 組成之熱處理條件之中，實施例271~277、比較例68~74，相當於200℃至800℃之熱處理溫度。其中，實施例271至277之情形，熱處理後滿足Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，就從非晶質相以熱處理使奈米結晶析出之合金組成物而言，400℃至700℃之範圍，作為本發明之熱處理條件為較佳。熱處理溫度低之比較例68~70、72、73之情形，由於不析出奈米結晶，因此飽和磁通密度Bs低，且熱處理條件為800℃之比較例71、74之情形，由於熱處理溫度為高溫，因此結晶大，鐵損Pcv劣化，不滿足上述條件。
在此，表12所示實施例267~277、比較例65~74，相當於至220nm為止之平均結晶粒徑。其中，實施例267至277之情形，滿足熱處理後，Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc之條件，就從非晶質相以熱處理使奈米結晶析出之合金組成物而言，50nm之範圍成為本發明平均結晶粒徑之範圍。平均結晶粒徑超過50nm之比較例66、67、71、74之情形，鐵損Pcv劣化，不滿足上述條件。
(實施例278~287、比較例77~80)
各秤量Fe、Si、B、Fe75 P25 、Cu、Nb、Cr之原料，使成Fe73.91 B11 P6 Si7 Nb1 Cr1 Cu0.09 及Fe79.9 Si2 B10 P2 Nb5 Cr1 Cu0.09 ，放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中，以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以水霧化法處理，並進一步分級，製作平均粒徑1~200 μm之軟磁性粉末。將此粉末以X光繞射法測定，確認為非晶質單相。其次將熱處理前之粉末與矽酮樹脂之溶液混合，使得軟磁性粉末與矽酮樹脂固體成分之比率成為以重量比計100/5，並造粒，將造粒粉末以成形壓力1000MPa擠製成形，製作外徑18mm、內徑12mm、厚度3mm之環形狀成形體(壓粉磁心)。並且，對於各成形體，施以用於使作為黏結劑之矽酮樹脂硬化的熱處理，製作評價用壓粉磁心。再者，對於製作之壓粉磁心，Fe73.91 B11 P6 Si7 Nb1 Cr1 Cu0.09 組成於400℃施以60分鐘熱處理，Fe79.9 Si2 B10 P2 Nb5 Cr1 Cu0.09 組成於600℃施以10分鐘熱處理，作為評價用試樣。又，就習知材料而言，關於以水霧化製作之Fe及Fe88 Si3 Cr9 組成之粉末亦以同樣條件進行成形，關於Fe粉末於500℃、關於Fe88 Si3 Cr9 粉末於700℃，各施以60分鐘熱處理。又，壓粉磁心之試樣使用BH分析儀，以100kHz－100mT之激磁條件進行鐵損測定。本發明之實施例278~287及比較例77~80之組成中，非晶質合金組成物之粉末粒徑及壓粉磁心之鐵損Pcv測定結果，各如表13所示。
如表13所示，實施例278~287之非晶質合金組成物，藉由使用適當軟磁性粉末之粉末粒徑，鐵損Pcv均不滿4900mW/cc。在此，表13所示組成之中，實施例278~287、比較例77、78相當於1 μm至225 μm之粉末粒徑。其中，實施例278至287之情形，滿足Pcv<4900mW/cc之條件，150 μm以下之範圍成為本發明粉末粒徑之範圍。粉末之平均粒徑為220、225 μm之比較例77、78之情形，鐵損Pcv劣化，不滿足上述條件。
(實施例288)
其次，將線圈配置於本發明之軟磁性粉末成形得到之壓粉磁心而製作電感器，並對於評價結果加以說明。又，製作的電感器，係線圈內藏於壓粉磁心內部之一體成形型電感器。圖2顯示本實施例之電感器，圖2(a)係透視線圈之立體圖、圖2(b)係透視相同線圈之側面圖。又，圖2中，1為壓粉磁心，輪廓以虛線表示，2為線圈、3為表面安裝用端子。首先，準備經秤量之試樣使成為Fe79.9 Si2 B10 P2 Nb5 Cr1 Cu0.09 組成，作為本發明材。其次，將此試樣於氧化鋁坩堝內抽真空後，於減壓Ar氛圍中，以高頻加熱熔解並製作母合金。之後，將製作之母合金以水霧化法製作成平均粒徑10 μm之粉末。其次，將此等粉末於600℃施以15分鐘熱處理，製作原料粉末。於此原料粉末中加入作為黏結劑之矽酮樹脂溶液，一面混合混練至均勻為止，一面進行造粒，並以乾燥除去溶劑，得到造粒原料粉末。又，軟磁性粉末與矽酮樹脂固體成分之比率，以重量計為100/5。其次，準備圖2所示線圈2作為線圈。線圈2係將剖面形狀為2.0×0.6mm且表面具有厚度20 μm之聚醯胺醯亞胺所構成絕緣層之平角導體，沿邊緣捲繞而成者，巻數為3.5圈。將此線圈2於預先配置於模具內之狀態，在模具之凹處充填該原料粉末，以800MPa壓力進行成形。其次，將成形體從模具脫出，進行黏結劑之硬化處理，對於延伸在線圈端末之成形體外部的部分施以起泡加工，製成表面安裝用端子3後，於400℃施以15分鐘熱處理。對於以此方式得到之電感器，測定直流重疊特性及安裝效率。 圖3顯示本實施例電感器之直流重疊特性，圖4顯示本實施例電感器之安裝效率。在此，實施例以實線表示，比較例以虛線表示。又，圖3之比較例，軟磁性粉末，使用將Fe基非晶質粉末及Fe粉末以重量比計6/4比率混合後之粉末，除此以外，為與本實施例同樣方式製作之電感器。又，圖5所示電感器之安裝效率中，實施例、比較例之電感器均調整成形壓力，使成為L＝0.6 μ H。圖3、圖4可知，實施例之電感器相較於比較例，顯示較為優異之特性。
(實施例289~291、比較例81~83)
各秤量Fe、B、Fe75 P25 、Si、Fe80 C20 、Cu、Nb、Cr、Ga、Al之原料，使成下述表14記載之本發明實施例289~291及比較例81~83合金組成，放入氧化鋁坩堝中，配置在高頻誘導加熱裝置之真空腔室內，抽真空，之後於減壓Ar氛圍中，以高頻誘導加熱熔解，製作母合金。將此母合金以銅鑄型鑄造法，分別地於帶有直徑1mm圓柱狀及厚度0.3mm、寬5mm板形狀孔之銅鑄型中鑄形，製作各種直徑、長度約15mm之棒狀試樣。將此等棒狀試樣之剖面以X光繞射法評價，判斷係非晶質單相還是結晶相。再者，藉由DSC，從玻璃轉移溫度Tg、結晶化溫度Tx之測定計算過冷卻液體區域△Tx，另一方面，藉由VSM測定飽和磁通密度Bs。本發明之實施例289~291及比較例81~83組成中，非晶質合金組成物之飽和磁通密度Bs、過冷卻液體區域△Tx及直徑1mm棒材與厚度0.3mm板材之X光繞射測定結果，各如表14所示。
如表14所示，實施例289~291之非晶質合金組成物，可以採用銅鑄型鑄造法製作厚度0.3mm以上之板狀或直徑1mm以上棒狀 之非晶質單相元件，且飽和磁通密度Bs均為1.20T以上。比較例81之非晶質形成能力低，且比較例82、83之飽和磁通密度Bs不滿1.20T，不滿足上述條件。
如表14所示，實施例289~291、比較例81~83相當於過冷卻液體區域△Tx從0變化至55℃之情形。其中，實施例289至291之情形，可以採銅鑄型鑄造法製作厚度0.3mm以上之板狀或直徑1mm以上棒狀之非晶質單相元件，且飽和磁通密度Bs均為1.20T以上，於此情形，過冷卻液體區域希望為20℃以上。又，可以採銅鑄型鑄造法製作厚度0.3mm以上之板狀或直徑1mm以上棒狀非晶質單相元件，且具過冷卻液體區域之合金組成可輕易地製作粉末或薄帶。
以上之結果可知，第1實施形態及第2實施形態之軟磁性合金，由於限定組成，非晶質形成能力優異，可得到粉末及薄帶、塊材各種元件，且藉由施以適當熱處理，可得優異之軟磁性特性，同時藉由進一步限定組成，可於非晶質相中使50nm以下之微細結晶粒析出，藉此得到高飽和磁通密度。又，可知藉由使用第1實施形態及第2實施形態之軟磁性薄帶、粉末，可得高磁導率、低鐵損之巻磁心、疊層磁心、壓粉磁心等。再者，可知使用得到之捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心等製作的電感器，顯示較習知材料製作之電感器為更優異之特性。因此，本發明之軟磁性合金，藉由作為重要電子元件之電感器的原料，被認為電感器特性提高，於小型輕質化貢獻大。尤其安裝效率之提高可說明對於省能的貢獻大，因此從環境問題方面亦為有用。以上，已參照附帶圖面說明了本發明之實施形態及實施例，但是本發明之技術範圍不受到該實施形態及實施例影響。只要是該技術領域之人士，當能可輕易地想到在申請專利範圍記載之技術思想範疇內的各種變更例或修正例，且當然應理解到，該等變更例或修正例屬於本發明之技術範圍。
1‧‧‧壓粉磁心
2‧‧‧線圈
3‧‧‧表面安裝用端子
圖1顯示本發明實施例之軟磁性薄帶及軟磁性粉末於熱處理前之X光繞射量變變化曲線。在此，軟磁性薄帶具Fe75.91 B11 P6 Si7 Cu0.09 組成，軟磁性粉末具Fe79.91 B10 P2 Si2 Nb5 Cr1 Cu0.01 組成。
圖2(a)顯示實施例之電感器，乃透視線圈之立體圖。
圖2(b)顯示圖2(a)之電感器，乃透視線圈之側面圖。
圖3顯示實施例之電感器之直流重疊特性圖。
圖4顯示實施例之電感器之安裝效率。

Claims (21)

  1. 一種包含Fe基合金組成物的軟磁性合金，該Fe基合金組成物係由下列通式表示：(Fe1-a M1 a )100-b-c-d-e-f-g M2 b Bc Pd Cue M3 f M4 g 其中M1 為擇自於Co及Ni所構成群中至少1種元素，M2 為擇自於Nb、Mo、Zr、Ta、W、Hf、Ti、V、Cr、及Mn所構成群中至少1種元素，M3 為擇自於鉑族元素、稀土類元素、Au、Ag、Zn、Sn、Sb、In、Rb、Sr、Cs、及Ba所構成群中至少1種元素，鉑族元素係由Pd、Pt、Rh、Ir、Ru、及Os所構成，稀土類元素係由Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、及Lu所構成，M4 為擇自於C、Si、Al、Ga、及Ge所構成群中至少1種元素，a、b、c、d、e、f、及g為滿足0≦a≦0.5、0≦b≦5、5≦c≦25、0.2≦d≦10、0<e≦1.0、0≦f≦2、1≦g≦8、以及70≦100-b-c-d-e-f-g之數值。
  2. 如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金，其中5≦c≦18。
  3. 如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金，其中0<e≦0.09。
  4. 如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金，其中，M2 係含量至少0.1原子%之Cr。
  5. 如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金，其具有以△Tx(過冷卻液體區域)=Tx(結晶化開始溫度)-Tg(玻璃轉移溫度)表示之過冷卻液體區域。
  6. 如申請專利範圍第5項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金，其中，該△Tx(過冷卻液體區域)為至少20℃。
  7. 一種軟磁性薄帶，由如申請專利範圍第1項之包含Fe基合 金組成物的軟磁性合金所構成，其具有範圍從10μm至300μm之厚度。
  8. 一種捲繞磁心或疊層磁心，由如申請專利範圍第7項之軟磁性薄帶所構成。
  9. 一種軟磁性元件，由如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金所構成，其具有厚度至少0.3mm之板狀或外徑至少1mm之棒狀。
  10. 一種軟磁性元件，由如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金所構成，其具有厚度至少1mm之板狀或棒狀部份。
  11. 一種軟磁性粉末，由如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金所構成，其具有範圍從1μm至150μm之平均粉末粒徑。
  12. 一種軟磁性粉末，由如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金所構成，以水霧化法製作。
  13. 一種壓粉磁心，係由以包括如申請專利範圍第11項之軟磁性粉末及將該軟磁性粉末絕緣黏結之黏結劑的混合物鑄造而成。
  14. 一種電感器，具有設置在線圈附近之如申請專利範圍第8項之捲繞磁心或疊層磁心。
  15. 一種軟磁性薄帶或粉末之製造方法，該方法包含：步驟(a)，使如申請專利範圍第1項之Fe基合金組成物在熔融狀態下急冷凝固，以形成薄帶或粉末；及步驟(b)，在400℃至700℃的溫度範圍下，對該粉末進行熱處理。
  16. 一種捲繞磁心或疊層磁心之製造方法，該方法包含：在400℃至700℃的溫度範圍下，對如申請專利範圍第8項之捲繞磁心或疊層磁心進行熱處理的步驟。
  17. 一種電感器之製造方法，該方法包含：步驟(c)，製造包括如申請專利範圍第11項之軟磁性粉末 與將該軟磁性粉末絕緣黏結之黏結劑的混合物，以得到壓粉體；步驟(d)，將該壓粉體設置在線圈附近；及步驟(e)，在400℃至700℃的溫度範圍下，對該壓粉體進行熱處理。
  18. 一種電感器之製造方法，該方法包含：步驟(f)，將一混合物與一線圈整體鑄造以得到一體成形體，該混合物包括：如申請專利範圍第11項之軟磁性粉末、及將該軟磁性粉末絕緣黏結之黏結劑；及步驟(g)，在400℃至700℃的溫度範圍下，對該一體成形體進行熱處理。
  19. 一種使用如申請專利範圍第1項之包含Fe基合金組成物的軟磁性合金製造捲繞磁心、疊層磁心、壓粉磁心、或電感器的方法，該方法包含：在300℃至600℃的溫度範圍下進行熱處理之步驟。
  20. 一種電感器，具有設置在線圈附近之如申請專利範圍第13項之壓粉磁心。
  21. 一種壓粉磁心之製造方法，該方法包含：在400℃至700℃的溫度範圍下，對如申請專利範圍第13項之壓粉磁心進行熱處理之步驟。
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