TWI667355B - Soft magnetic alloy and magnetic parts - Google Patents

Abstract

一種軟磁性合金，其利用由組成式((Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+c))M_aB_bCr_c)_1-dC_d構成的主成分、以及至少含有P、S及Ti的副成分構成。X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上。0.030a0.14、0.005b0.20、0<c0.040、0d0.040、α0、β0及0α+β0.50。P的含量為0.001~0.050wt%，S的含量為0.001~0.050wt%，Ti的含量為0.001~0.080wt%。0.10P/S

Description

軟磁性合金及磁性部件

本發明涉及軟磁性合金及磁性部件。

近年來，在電子設備、資訊設備、通信設備等中要求低耗電量及高效率。進一步，為了實現低碳社會，對於上述的要求更為強烈。因此，在電子設備、資訊設備、通信設備等的電源電路中，也要求降低能量損失、提高電源效率等。而且，對用於電源電路的磁元件的磁芯，要求提高飽和磁通密度、降低磁芯損耗(磁芯損耗)及提高導磁率。如果降低磁芯損耗則電能的損耗就減小，如果提高導磁率則能夠將磁性元件小型化，因此，能夠實現高效和節能。

專利文獻1中記載有Fe-B-M(M=Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W)系的軟磁性非晶質合金。這個軟磁性非晶質合金與市售的非晶態鐵相比，具有高的飽和磁通密度等，具有良好的軟磁特性。

專利文獻1：日本發明專利第3342767號

此外，作為降低上述磁芯的磁芯損耗的方法，考慮降低構成磁芯的磁性體的矯頑力。

但是，專利文獻1的合金組合物因為不含能夠改 善耐蝕性的元素，所以在大氣中的製造極其困難。進而，專利文獻1的合金組合物存在即使在氮氣氛或氬氣氛中藉由水霧化法或氣體霧化法進行製造，也會被氣氛中的少量的氧氧化的問題。

另外，記載了專利文獻1的合金組合物中，藉由使微細結晶相析出而能夠提高軟磁特性。但是，對於能夠使微細結晶相穩定地析出的組成也未充分進行探討。

本發明的發明人等對能夠使微細結晶相穩定地析出的組成進行了探討。其結果發現，即便在與專利文獻1所記載的組成不同的組成中，也能夠使微細結晶相穩定地析出。

本發明的目的在於，提供一種同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的磁導率，進而耐蝕性也高的軟磁性合金等。

為了實現上述目的，本發明提供一種軟磁性合金，其特徵在於，其利用由組成式((Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+c))M_aB_bCr_c)_1-dC_d構成的主成分、以及至少含有P、S及Ti的副成分構成，X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi以及稀土元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上，0.030a0.14， 0.005b0.20，0<c0.040，0d0.040，α0，β0，0α+β0.50，在將上述軟磁性合金整體設為100wt%的情況下，上述P的含量為0.001~0.050wt%，上述S的含量為0.001~0.050wt%，上述Ti的含量為0.001~0.080wt%，在將上述P的含量除以上述S的含量所得的值設為P/S的情況下，0.10P/S10。

本發明的軟磁性合金具有上述的特徵，由此，藉由實施熱處理，容易具有容易成為鐵基奈米結晶合金的結構。進而，具有上述特徵的鐵基奈米結晶合金成為具有飽和磁通密度高、矯頑力低、磁導率高等優選的軟磁特性的軟磁性合金。進而，成為耐蝕性也高的軟磁性合金。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：0.731-(a+b+c)0.93。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：0α{1-(a+b+c)}(1-d)0.40。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：α=0。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：0β{1-(a+b+c)}(1-d)0.030。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：β=0。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：α=β=0。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：由非晶質及初期微晶構成，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。

上述初期微晶的平均粒徑也可以為0.3~10nm。

本發明的軟磁性合金中，也可以為：也可以具有由鐵基奈米結晶構成的結構。

上述鐵基奈米結晶的平均粒徑也可以為5~30nm。

本發明的軟磁性合金也可以為薄帶形狀。

本發明的軟磁性合金也可以為粉末形狀。

另外，本發明的磁性部件由上述的軟磁性合金構成。

以下，說明本發明的實施方式。

本實施方式的軟磁性合金利用由((Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+c))M_aB_bCr_c)_1-dC_d構成的主成分、以及至少含有P、S及Ti的副成分構成，其中，其具有下述組成：X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的 1種以上，0.030a0.14，0.005b0.20，0<c0.040，0d0.040，α0，β0，0α+β0.50，在將上述軟磁性合金整體設為100wt%的情況下，上述P的含量為0.001~0.050wt%，上述S的含量為0.001~0.050wt%，上述Ti的含量為0.001~0.080wt%，在將上述P的含量除以上述S的含量所得的值設為P/S的情況下，0.10P/S10。

具有上述組成的軟磁性合金由非晶質構成，容易製成不含由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相的軟磁性合金。而且，在對這個軟磁性合金進行熱處理的情況下，容易析出鐵基奈米結晶。而且，含有鐵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作為使鐵基奈米結晶析出的軟磁性合金的初始原料。

鐵基奈米結晶是指粒徑為奈米級，Fe的晶體結構為bcc(體心立方晶格結構)的晶體。本實施方式中，優選析出平均粒徑為5~30nm的鐵基奈米結晶。這種析出了鐵基奈米 結晶的軟磁性合金飽和磁通密度變高，矯頑力容易降低。

此外，熱處理前的軟磁性合金也可以完全僅由非晶質構成，但優選由非晶質及粒徑為15nm以下的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。藉由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鐵基奈米結晶。此外，本實施方式中，上述初期微晶優選平均粒徑為0.3~10nm。

以下，詳細說明本實施方式的軟磁性合金的各成分。

M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上。另外，作為M的種類，優選為選自Nb、Hf及Zr所組成之族群的1種以上。由於M的種類為選自Nb、Hf及Zr所組成之族群的1種以上，從而熱處理前的軟磁性合金更難以產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相。

M的含量(a)滿足0.030a0.14。M的含量(a)優選為0.030a0.070，更優選為0.030a0.050。在a小的情況下，熱處理前的軟磁性合金容易產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相，不能藉由熱處理析出鐵基奈米結晶，矯頑力容易變高。在a大的情況下，飽和磁通密度容易降低。

B的含量(b)滿足0.005b0.20。另外，優選為滿足0.005b0.10，更優選為0.005b0.050。在b過小的情況下，熱處理前的軟磁性合金容易產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相，不能藉由熱處理析出鐵基奈米結晶，矯頑力容易變高。在b大的情況下，飽和磁通密度容易降低。另外， 在熱處理前的軟磁性合金未產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相的情況下，b越小，熱處理後的軟磁性合金越有同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的磁導率的傾向。

關於Fe的含量(1-(a+b+c))，沒有特別限制，但優選滿足0.731-(a+b+c)0.93。在0.731-(a+b+c)的情況下，容易提高飽和磁通密度。另外，在1-(a+b+c)0.93的情況下，熱處理前的軟磁性合金容易產生由粒徑為15nm以下的初期微晶構成且具有上述初期微晶存在於非晶質中的奈米異質結構的非晶質相。另外，在1-(a+b+c)0.93的情況下，熱處理前的軟磁性合金不易產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相。

Cr的含量(c)滿足0<c0.040。優選為滿足0.001c0.040，更優選為滿足0.005c0.040。在c過大的情況下，飽和磁通密度容易降低。在c過小的情況、或不含Cr的情況下，處於耐蝕性顯著降低的趨勢。

C的含量(d)滿足0d0.040。也可以為d=0。即，也可以不含C。藉由含有C，矯頑力容易降低。優選為0.001d0.040，更優選為0.005d0.040。在d過大的情況下，熱處理前的軟磁性合金容易產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相，不能藉由熱處理析出鐵基奈米結晶，矯頑力容易變高。另一方面，在不含C的情況下(d=0)，與含有C的情況相比，具有容易產生粒徑為15nm以下的初期微晶的優點。

另外，在本實施方式的軟磁性合金中，也可以由X1和/或X2取代Fe的一部分。

X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上。關於X1的含量(α)，也可以為α=0。即，也可以不含X1。另外，就X1的原子數而言，將組成整體的原子數設為100at%時，優選為40at%以下。即，優選為滿足0α{1-(a+b+c)}(1-d)0.40。

X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素所組成之族群的1種以上。關於X2的含量(β)，也可以為β=0。即，也可以不含X2。另外，就X2的原子數而言，將組成整體的原子數設為100at%時，優選為3.0at%以下。即，優選為滿足0β{1-(a+b+c)}(1-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0α+β0.50。在α+β>0.50的情況下，難以藉由熱處理製成鐵基奈米結晶合金。

進而，本實施方式的軟磁性合金中除上述的主成分以外，還含有作為副成分的P、S及Ti。在將軟磁性合金整體設為100wt%的情況下，P的含量為0.001~0.050wt%，S的含量為0.001~0.050wt%，Ti的含量為0.001~0.080wt%。進而，在將上述P的含量除以上述S的含量所得的值設為P/S的情況下，0.10P/S10。

藉由P、S及Ti均以上述微量的含量存在，從而容易產生粒徑為15nm以下的初期微晶。其結果，能夠得到同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的磁導率的軟磁性合金。此外，上述的效果藉由同時全部含有P、S及Ti而實現。 即，在不含P、S及Ti中的任意一個的情況下，特別是在B的含量(b)為0.005b0.050的情況下，熱處理前的軟磁性合金容易產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相，不能藉由熱處理析出鐵基奈米結晶，矯頑力容易變高。換言之，在全部含有P、S及Ti的情況下，即使在B的含量(b)為0.005b0.050的很小的情況下，也不易產生由粒徑大於30nm的晶體構成的結晶相。而且，藉由B的含量小，從而能夠增大Fe的含量，能夠得到同時具有特別高的飽和磁通密度、特別低的矯頑力及特別高的磁導率的軟磁性合金。

另外，當P的含量、S的含量、Ti的含量及P/S中的任一個以上在上述範圍外時，矯頑力容易增加，磁導率容易降低。另外，在P的含量過低的情況下，有耐蝕性降低的趨勢。

P的含量優選為0.005wt%以上且0.040wt%以下。S的含量優選為0.005wt%以上且0.040wt%以下。Ti的含量優選為0.010wt%以上且0.040wt%以下。藉由將P、S和/或Ti的含量設為上述的範圍內，特別是磁導率會有提高的趨勢。

此外，本實施方式的軟磁性合金也可以含有上述的主成分及副成分中所含的元素以外的元素作為不可避免的雜質。例如，也可以相對於軟磁性合金100重量%，含有0.1重量%以下。

以下，對本實施方式的軟磁性合金的製造方法進行說明。

本實施方式的軟磁性合金的製造方法沒有特別限 定。例如有藉由單輥法製造本實施方式的軟磁性合金的薄帶的方法。另外，薄帶也可以為連續薄帶。

單輥法中，首先，準備最終能得到的軟磁性合金中包含的各金屬元素的純金屬，以與最終得到的軟磁性合金成為同組成的方式進行稱量。而且，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用高頻加熱使其熔化的方法。此外，母合金和最終得到的由鐵基奈米結晶構成的軟磁性合金通常為相同組成。

接下來，將所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，例如可以設為1200~1500℃。

單輥法中，主要藉由調整輥的旋轉速度而能夠調整所得到的薄帶的厚度，但例如藉由調整噴嘴和輥的間隔、熔融金屬的溫度等也能夠調整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間點，薄帶為不含粒徑大於30nm的晶體的非晶質。藉由對作為非晶質的薄帶實施後述的熱處理，能夠得到鐵基奈米結晶合金。

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的晶體的方法沒有特別限制。例如，對於粒徑大於30nm的晶體的有無，可藉由通常的X射線繞射測定來確認。

另外，熱處理前的薄帶中也可以完全不含粒徑為 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由非晶質及上述非晶質中存在的上述初期微晶構成的奈米異質結構。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，對於上述的初期微晶的有無及平均粒徑的觀察方法沒有特別限制，例如可藉由使用透射型電子顯微鏡對藉由離子銑削(ion milling)而薄片化的樣品得到的選區電子繞射圖像、奈米束繞射圖像、明視場圖像或高解析度圖像進行確認。在使用選區電子繞射圖像或奈米束繞射圖像的情況下，在繞射圖案中為非晶質的情況下，形成環狀的繞射，與之相對，在不為非晶質的情況下，會形成起因於晶體結構的繞射斑點。另外，在使用明視場圖像或高解析度圖像的情況下，藉由以倍率1.00×10⁵~3.00×10⁵倍目視進行觀察而能夠觀察初期微晶的有無及平均粒徑。

輥的溫度、旋轉速度及腔室內部的氣氛沒有特別限制。為了非晶質化，優選輥的溫度設為4~30℃。輥的旋轉速度越快，有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25~30m/sec.。就腔室內部的氣氛而言，如果考慮成本方面，則優選設為大氣中。

另外，用於製造鐵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400~600℃，優選的熱處理時間大致為0.5~10小時。但是，也有時因組成而在偏離上述範圍的部分存在優選的熱處理溫度及熱處理時間。另外，熱 處理時的氣氛沒有特別限制。可以在大氣中那樣的活性氣氛下進行，也可以在Ar氣中那樣的惰性氣氛下進行。

另外，得到的鐵基奈米結晶合金的平均粒徑的計算方法沒有特別限制。例如可藉由使用透射型電子顯微鏡進行觀察而算出。另外，確認晶體結構為bcc(體心立方晶格結構)的方法也沒有特別限制，例如可使用X射線繞射測定進行確認。

另外，作為得到本實施方式的軟磁性合金的方法，除上述的單輥法以外，還有例如藉由水霧化法或氣體霧化法得到本實施方式的軟磁性合金的粉體的方法。以下對氣體霧化法進行說明。

氣體霧化法中，與上述的單輥法同樣地得到1200~1500℃的熔融合金。之後，將上述熔融合金在腔室內噴射，製作粉體。

此時，藉由將氣體噴射溫度設為4~30℃，將腔室內的蒸汽壓設為1hPa以下，容易得到上述優選的奈米異質結構。

藉由氣體霧化法製作了粉體之後，以400~600℃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，並且能夠促進元素的擴散，在短時間內達到熱力學的平衡狀態，能夠除去應變、應力等，容易得到平均粒徑為5~30nm的鐵基軟磁性合金。

以上說明了本發明的一個實施方式，但本發明不限於上述的實施方式。

本實施方式的軟磁性合金的形狀沒有特別限制。如上述示例了薄帶形狀、粉末形狀等，但除此之外還可考慮薄膜形狀、塊體形狀等。

本實施方式的軟磁性合金(鐵基奈米結晶合金)的用途沒有特別限制。例如，可舉出磁性部件，其中特別舉出磁芯。能夠適宜地作為電感器用、特別是功率電感器用的磁芯使用。本實施方式的軟磁性合金除適用於磁芯之外，還可以適宜地使用於薄膜電感器、磁頭。

以下，對由本實施方式的軟磁性合金得到磁性部件、特別是磁芯及電感器的方法進行說明，但由本實施方式的軟磁性合金得到磁芯及電感器的方法不限於下述的方法。另外，作為磁芯的用途，除電感器之外，還可以舉出變壓器及發動機等。

作為由薄帶形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，例如可舉出將薄帶形狀的軟磁性合金進行捲繞的方法或進行層疊的方法。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，例如可舉出在與適宜的黏合劑混合之後，使用模具進行成型的方法。另外，在與黏合劑進行混合之前，對粉末表面實施氧化處理、絕緣覆膜等，由此，比電阻提高，成為更適於高頻帶的磁芯。

成型方法沒有特別限制，可示例使用模具的成型、模製成型等。黏合劑的種類沒有特別限制，可示例矽酮樹 脂。軟磁性合金粉末和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質量%混合1~10質量%的黏合劑。

例如，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，由此，能夠得到體積佔有率(粉末填充率)為70%以上，施加了1.6×10⁴A/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。上述的特性為與通常的鐵氧體磁芯同等以上的特性。

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，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，由此，能夠得到體積佔有率為80%以上，施加了1.6×10⁴A/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。上述的特性為相較於一般的壓粉磁芯更優異的特性。

進而，對於形成上述磁芯的成型體，在成型後進行熱處理而作為去應變熱處理，由此，磁芯損耗進一步降低，有用性提高。此外，磁芯的磁芯損耗能夠降低構成磁芯的磁性體的矯頑力。

另外，對上述磁芯實施卷線，得到電感部件。卷線的實施方法及電感部件的製造方法沒有特別限制。例如，可舉出在藉由上述方法製造的磁芯上捲繞至少1匝以上的卷線的方法。

進而，在使用軟磁性合金顆粒的情況下，有藉由將卷線線圈在內置於磁性體的狀態下進行加壓成型並一體化 從而製造電感部件的方法。此情況下，容易得到高頻且與大電流對應的電感部件。

進而，在使用軟磁性合金顆粒的情況下，藉由將在軟磁性合金顆粒中添加黏合劑及溶劑而膏化的軟磁性合金膏、及在線圈用的導體金屬中添加黏合劑及溶劑而膏化的導體膏交互印刷層疊，之後進行加熱燒成，從而可以得到電感部件。或者，藉由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，將它們進行層疊並燒成，由此能夠得到磁性體中內置有線圈的電感部件。

在此，在使用軟磁性合金顆粒製造電感部件的情況下，為了得到優異的Q特性，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。為了使最大粒徑為以篩徑計為45μm以下，可以使用網眼45μm的篩，且僅使用通過篩的軟磁性合金粉末。

越是使用最大粒徑大的軟磁性合金粉末，越有高頻區域下的Q值降低的趨勢，特別是在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，有時候高頻區域下的Q值會大幅降低。但是，在不重視高頻區域下的Q值的情況下，可使用偏差大的軟磁性合金粉末。因為偏差大的軟磁性合金粉末能夠較廉價地製造，所以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及比較例的合金組成 的方式稱量原料金屬，藉由高頻加熱進行熔化，製作了母合金。

之後，將所製作的母合金加熱使其熔融，製成1300℃的熔融狀態的金屬，之後，在大氣中藉由以旋轉速度30m/sec.使用20℃的輥的單輥法使上述金屬對輥進行噴射，製作了薄帶。薄帶的厚度為20~25μm、薄帶的寬度約為15mm、薄帶的長度約為10m。

對得到的各薄帶進行X射線繞射測定，確認粒徑大於30nm的晶體的有無。而且，在不存在粒徑大於30nm的晶體的情況下，記為由非晶質相構成，在存在粒徑大於30nm的晶體的情況下，記為由結晶相構成。此外，非晶質相中也可以含有粒徑為15nm以下的初期微晶。

之後，對各實施例及比較例的薄帶以下表所示的條件進行了熱處理。對熱處理後的各薄帶測定了飽和磁通密度、矯頑力及磁導率。飽和磁通密度(Bs)使用振動樣品磁力計(VSM)以磁場1000kA/m進行測定。矯頑力(Hc)使用直流BH示蹤儀以磁場5kA/m進行測定。磁導率(μ')使用阻抗分析儀以頻率1kHz進行測定。本實施例中，飽和磁通密度以1.30T以上為良好，以1.40T以上為更好，以1.55T以上為最良好。矯頑力以3.0A/m以下為良好，以2.4A/m以下為更好，以2.0A/m以下為最良好。磁導率μ'以49000以上為良好，以52000以上為更好，以54000以上為最良好。

進而，對各實施例及比較例的薄帶進行恆溫恆濕測試，評價耐蝕性。觀察在溫度80℃、濕度85%RH的條件下多長時間不發生腐蝕。本實施例中，以40小時以上為良好。

此外，以下所示的實施例中，只要沒有特別記載，則全部都藉由X射線繞射測定，以及使用了透射型電子顯微鏡的觀察確認了具有平均粒徑為5~30nm且晶體結構為bcc的鐵基奈米結晶。

表1中記載了在規定的範圍內含有P、S及Ti的全部，並在規定的範圍內改變Nb量及B量的實施例。另外，表2中記載有不含P、S及Ti中的一種以上，而在規定的範圍內改變Nb量及B量的比較例。

各成分的含量在規定的範圍內的表1的實施例的飽和磁通密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。

與之相對，不含P、S及Ti中的一種以上的表2的比較例的磁導率為不優選的範圍。不含P的比較例，耐蝕性顯著降低。B的含量(b)為0.005的比較例，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，磁導率顯著減小。與之相對，即使b為0.005，也完全含有P、S及Ti的實施例22為熱處理前的薄帶由非晶質相構成的結構。而且，藉由對B的含量低且由非晶質相構成的薄帶進行熱處理，能夠得到飽和磁通密度(Bs)、矯頑力(Hc)及磁導率(μ')全部顯著優異的樣品。

表3中記載有改變Nb量、即M量的實施例及比較例。表4中記載有改變M的種類及含量的實施例及比較例。

M量在規定的範圍內的表3及表4的實施例中，不管M的種類，飽和磁通密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。與之相對，M量過小的比較例，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，磁導率顯著減小。M量過大的比較例，飽和磁通密度為不優選的範圍。另外，有磁導率也降低的比較例。

表5中記載有改變B量的實施例及比較例。

B量在規定的範圍內的表5的實施例，飽和磁通密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。與之相對，B量過小的比較例，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，磁導率顯著減小。B量過大的比較例，飽和磁通密度為不優選的範圍。

表6中記載有改變Cr量的實施例及比較例。

Cr量在規定的範圍內的表6的實施例，飽和磁通密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。與之相對，Cr量過小的比較例，耐蝕性顯著降低。Cr量過大的比較例，飽和磁通密度降低。

表7中記載有改變P量及S量的實施例及比較例。

P量及S量在規定的範圍內的表7的實施例的飽和磁通密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。與之相對，P量在規定的範圍外的比較例及S量在規定的範圍外的比較例，矯頑力增大，磁導率減小。P量過小的比較例，耐蝕性也顯著降低。另外，即使P量及S量在規定的範圍內，在P/S過小的情況及過大的情況下，也是矯頑力增大，磁導率減小。

表8中記載有改變Ti量的實施例及比較例。

Ti量在規定的範圍內的表8的實施例的飽和磁通密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。與之相對，Ti量在規定的範圍外的比較例，矯頑力增大，相對磁導率減小。

表9中記載有在規定的範圍內改變Nb量，並且改變C量的實施例及比較例。

C量在規定的範圍內的表9的實施例的飽和磁通 密度、矯頑力、磁導率及耐蝕性全部良好。與之相對，C量過大的比較例，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，磁導率顯著減小。

表10是對實施例25改變了M的種類的實施例。

由表10可知，即使改變M的種類，也顯示了良好的特性。

表11是對實施例22用X1和/或X2取代了Fe的一部分的實施例。

即使用X1和/或X2取代Fe的一部分，也顯示了良好的特性。

表12是對實施例22改變了輥的旋轉速度和/或熱處理溫度從而改變初期微晶的平均粒徑及鐵基奈米結晶合金的平均粒徑的實施例。

在初期微晶的平均粒徑為0.3~10nm，鐵基奈米結晶合金的平均粒徑為5~30nm的情況下，與脫離上述範圍的情況相比，矯頑力及磁導率更好。

Claims (14)

1. 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 _αX2 _β) _(1-(a+b+c))M _aB _bCr _c) _1-dC _d構成，上述副成分至少含有P、S及Ti，X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上，其中，0.030

   

   a

   

   0.14，0.005

   

   b

   

   0.20，0<c

   

   0.040，0

   

   d

   

   0.040，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，上述P的含量為0.001~0.050wt%，上述S的含量為0.001~0.050wt%，上述Ti的含量為0.001~0.080wt%，在將上述P的含量除以上述S的含量所得的值設為P/S的情況下，0.10

   

   P/S

   

   10。
2. 如申請專利範圍第1項的軟磁性合金，其中， 0.73

   

   1-(a+b+c)

   

   0.93。
3. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，0

   

   α{1-(a+b+c)}(1-d)

   

   0.40。
4. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，α=0。
5. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，0

   

   β{1-(a+b+c)}(1-d)

   

   0.030。
6. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，β=0。
7. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，α=β=0。
8. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金由非晶質及初期微晶構成，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。
9. 如申請專利範圍第8項的軟磁性合金，其中，上述初期微晶的平均粒徑為0.3~10nm。
10. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金具有由鐵基奈米結晶構成的結構。
11. 如申請專利範圍第10項的軟磁性合金，其中，上述鐵基奈米結晶的平均粒徑為5~30nm。
12. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金為薄帶形狀。
13. 如申請專利範圍第1或2項的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金為粉末形狀。
14. 一種磁性部件，是由申請專利範圍第1~13中任一項的軟磁性合金構成。