TWI685576B

TWI685576B - 軟磁性合金及磁性部件

Info

Publication number: TWI685576B
Application number: TW108100967A
Authority: TW
Inventors: 吉留和宏; 原田明洋; 松元裕之; 堀野賢治; 長谷川暁斗; 荒健輔; 天野一; 細野雅和
Original assignee: 日商Ｔｄｋ股份有限公司
Priority date: 2018-01-12
Filing date: 2019-01-10
Publication date: 2020-02-21
Also published as: TW201930609A; KR20200108402A; JP2019123930A; KR102265782B1; JP6614300B2; KR20190086387A; JP6451877B1

Abstract

本發明提供一種軟磁性合金，其由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成。X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上，X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上，M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上。0.020≤a≤0.14，0.020＜b≤0.20，0≤d≤0.060，α≥0，β≥0，0≤α＋β≤0.50。c及e設為規定的範圍內。具有奈米異質(nano-hetero)結構或由Fe基奈米結晶構成的結構。

Description

軟磁性合金及磁性部件

本發明關於一種軟磁性合金及磁性部件。

近年來，在電子、資訊、通訊設備等中要求低功耗化及高效率化。另外，面向低碳化社會，上述的要求變得更強。因此，對於電子、資訊、通訊設備等的電源電路，也要求能量損耗的降低及電源效率的提高。而且，對於電源電路中使用的磁性元件的磁芯要求飽和磁通密度的提高、磁芯損耗（Core loss）的降低及導磁率的提高。如果降低磁芯損耗，則電能的損耗變小，如果提高導磁率，則能夠使磁性元件小型化，因此，可以實現高效率化及節能化。

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。本軟磁性非晶質合金擁有具有比市售的非晶Fe高的飽和磁通密度等良好的軟磁特性。 [先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利第3342767號

[發明所要解決的課題]

此外，作為降低上述的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。

專利文獻1的Fe基軟磁性合金記載了藉由使微細結晶相析出，能夠提高軟磁特性。但是，目前，要求軟磁性合金除了具有高軟磁特性以外，還能夠直至高頻率亦維持高導磁率。

本發明的目的在於提供一種電阻率及飽和磁通密度高、矯頑力低、還能夠直至高頻率亦維持高導磁率的軟磁性合金等。 [用於解決課題的技術方案]

為了達成上述目的，本發明的第一觀點的軟磁性合金係由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成的軟磁性合金，其特徵在於， X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上， X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上， M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上， 0.020≤a≤0.14， 0.020＜b≤0.20， 0.040＜c≤0.15， 0≤d≤0.060， 0≤e≤0.030， α≥0， β≥0， 0≤α＋β≤0.50，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質(nano-hetero)結構。

為了達成上述目的，本發明的第二觀點的軟磁性合金係由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成之軟磁性合金，其特徵在於， X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上， X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上， M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上， 0.020≤a≤0.14， 0.020＜b≤0.20， 0＜c≤0.040， 0≤d≤0.060， 0.0005＜e＜0.0050， α≥0， β≥0， 0≤α＋β≤0.50，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。

本發明的第一觀點及第二觀點的軟磁性合金中，亦可所述初始微晶的平均粒徑為0.3～10nm。

為了達成上述目的，本發明的第三觀點的軟磁性合金係由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成之軟磁性合金，其特徵在於， X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上， X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上， M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上， 0.020≤a≤0.14， 0.020＜b≤0.20， 0.040＜c≤0.15， 0≤d≤0.060， 0≤e≤0.030， α≥0， β≥0， 0≤α＋β≤0.50，所述軟磁性合金具有由Fe基奈米結晶構成的結構。

為了達成上述目的，本發明的第四觀點的軟磁性合金係由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成之軟磁性合金，其特徵在於， X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上， X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上， M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上， 0.020≤a≤0.14， 0.020＜b≤0.20， 0＜c≤0.040， 0≤d≤0.060， 0.0005＜e＜0.0050， α≥0， β≥0， 0≤α＋β≤0.50，所述軟磁性合金具有由Fe基奈米結晶構成的結構。

本發明的第三觀點及第四觀點的軟磁性合金中，亦可所述Fe基奈米結晶的平均粒徑為5～30nm。

本發明的第一觀點的軟磁性合金具有上述的特徵，由此，藉由熱處理容易得到本發明的第三觀點的軟磁性合金。本發明的第二觀點的軟磁性合金具有上述的特徵，由此，藉由熱處理容易得到本發明的第四觀點的軟磁性合金。而且，該第三觀點的軟磁性合金及第四觀點的軟磁性合金成為同時具有高電阻率、高飽和磁通密度及低矯頑力，且還能夠直至高頻率亦維持高導磁率μ´的軟磁性合金。此外，μ´為複導磁率的實部。

與本發明的軟磁性合金相關的以下記載在第一觀點～第四觀點中是共同的內容。

本發明的軟磁性合金中，亦可0.73≤1-(a+b+c+d+e)≤0.95。

本發明的軟磁性合金中，亦可0≤α｛1-(a+b+c+d+e)｝≤0.40。

本發明的軟磁性合金中，亦可α＝0。

本發明的軟磁性合金中，亦可0≤β｛1-(a+b+c+d+e)｝≤0.030。

本發明的軟磁性合金中，亦可β＝0。

本發明的軟磁性合金中，亦可α＝β＝0。

本發明的軟磁性合金，亦可為薄帶形狀。

本發明的軟磁性合金，亦可為粉末形狀。

並且，本發明的磁性部件，包含上述的軟磁性合金。

以下，針對本發明的第一實施形態～第五實施形態進行說明。

（第一實施形態）本實施形態的軟磁性合金是由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成的軟磁性合金， X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上， X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上， M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上， 0.020≤a≤0.14， 0.020＜b≤0.20， 0.040＜c≤0.15， 0≤d≤0.060， 0≤e≤0.030， α≥0， β≥0， 0≤α＋β≤0.50，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。

在對上述的軟磁性合金（本發明的第一觀點的軟磁性合金）進行熱處理的情況下，容易在軟磁性合金中析出Fe基奈米結晶。換而言之，上述的軟磁性合金容易作為使Fe基奈米結晶析出的軟磁性合金（本發明的第三觀點的軟磁性合金）的起始原料。此外，所述初始微晶較佳為平均粒徑為0.3～10nm。

本發明的第三觀點的軟磁性合金具有與第一觀點的軟磁性合金相同的主成分，並且具有由Fe基奈米結晶構成的結構。

所謂Fe基奈米結晶，係指粒徑為奈米級，且Fe的晶體結構為bcc（體心立方晶格結構）的結晶。本實施形態中，較佳為使平均粒徑為5～30nm的Fe基奈米結晶析出。這樣的析出有Fe基奈米結晶的軟磁性合金，其飽和磁通密度容易變高，矯頑力容易變低。

以下，對本實施形態的軟磁性合金的各成分進行詳細地說明。

M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上。

M的含量（a）滿足0.020≤a≤0.14。M的含量（a）較佳為0.040≤a≤0.10，再佳為0.050≤a≤0.080。在a小的情況下，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，藉由熱處理無法使Fe基奈米結晶析出。而且，軟磁性合金的電阻率容易變低，矯頑力容易變高，導磁率μ´容易變低。在a大的情況下，軟磁性合金的飽和磁通密度變得容易降低。

B的含量（b）滿足0.020＜b≤0.20。並且，亦可為0.025≤b≤0.20，較佳為0.060≤b≤0.15，再佳為0.080≤b≤0.12。在b小的情況下，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，藉由熱處理無法使Fe基奈米結晶析出。而且，軟磁性合金的電阻率容易變低，矯頑力變得容易變高，導磁率μ´變得容易變低。在b大的情況下，軟磁性合金的飽和磁通密度變得容易降低。

P的含量（c）滿足0.040＜c≤0.15。並且，亦可為0.041≤c≤0.15，較佳為0.045≤c≤0.10，再佳為0.050≤c≤0.070。藉由在上述的範圍內，特別是在成為c＞0.040的範圍內含有P，從而軟磁性合金的電阻率提高，且矯頑力降低。再者，藉由提高軟磁性合金的電阻率，變成能夠直至更高頻率亦維持高導磁率μ´。在c小的情況下，難以得到上述的效果。在c大的情況下，軟磁性合金的飽和磁通密度變得容易降低。

Si的含量（d）滿足0≤d≤0.060。亦即，亦可不含有Si。並且，較佳為0.005≤d≤0.030，再佳為0.010≤d≤0.020。藉由含有Si，軟磁性合金的電阻率變得特別容易提高，矯頑力變得容易降低。再者，藉由提高軟磁性合金的電阻率，變成能夠直至高頻率之情形亦維持高導磁率μ´。在d大的情況下，軟磁性合金的矯頑力反而會上升。

C的含量（e）滿足0≤e≤0.030。亦即，亦可不含有C。並且，較佳為0.001≤e≤0.010，再佳為0.001≤e≤0.005。藉由含有C，軟磁性合金的矯頑力變得特別容易降低，變得容易將高導磁率μ´維持直至高頻率。在e大的情況下，軟磁性合金的電阻率降低，矯頑力反而會上升。再者，變得難以將高導磁率μ´維持直至高頻率。

Fe的含量（1-(a+b+c+d+e)）沒有特別限制，但較佳為0.73≤(1-(a+b+c+d+e))≤0.95。藉由將（1-(a+b+c+d+e)）設為上述的範圍內，變得難以產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相。而且，變得容易得到使Fe基奈米結晶析出的軟磁性合金。

並且，本實施形態的軟磁性合金中，亦可利用X1及/或X2取代Fe的一部分。

X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上。關於X1的含量，亦可為α＝0。亦即，亦可不含有X1。並且，以組成整體的原子數為100at%，X1的原子數較佳為40at%以下。亦即，較佳為滿足0≤α｛1-(a+b+c+d+e)｝≤0.40。

X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上。關於X2的含量，亦可為β＝0。亦即，亦可不含有X2。並且，以組成整體的原子數為100at%，X2的原子數較佳為3.0at%以下。亦即，較佳為滿足0≤β｛1-(a+b+c+d+e)｝≤0.030。

作為將Fe取代成X1及/或X2的置換量的範圍，基於原子序數設為Fe的一半以下。亦即，設為0≤α＋β≤0.50。在α＋β＞0.50的情況下，藉由熱處理難以得到本發明的第三觀點的軟磁性合金。

此外，本實施形態的軟磁性合金亦可含有上述以外的元素作為不可避免的雜質。例如，相對於軟磁性合金100重量%，亦可含有0.1重量%以下。

以下，針對軟磁性合金的製造方法進行說明。

對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軟磁性合金的薄帶的方法。並且，薄帶亦可為連續薄帶。

單輥法中，首先，準備最終得到的軟磁性合金所包含的各金屬元素的純金屬，以成為與最終得到的軟磁性合金相同的組成的方式秤重。然後，將各金屬元素的純金屬熔融、混合，製作母合金。此外，前述純金屬的溶解方法沒有特別限制，但例如有在腔室內進行抽真空後，利用高頻加熱使之熔融的方法。此外，母合金與最終得到的軟磁性合金通常成為相同組成。

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

圖1中表示本實施形態的單輥法中使用的裝置的示意圖。本實施形態的單輥法中，在腔室25內部，從噴嘴21將熔融金屬22朝沿著箭頭的方向旋轉的輥23噴射並供給，藉此朝輥23的旋轉方向製造薄帶24。此外，本實施形態中，輥23的材質沒有特別限制。例如可以使用由Cu構成的輥。

另一方面，圖2中表示通常進行的單輥法中使用的裝置的示意圖。在腔室35內部，從噴嘴31將熔融金屬32朝沿著箭頭的方向旋轉的輥33噴射並供給，藉此朝輥33的旋轉方向製造薄帶34。

一直以來，在單輥法中，認為較佳為提高冷卻速度而使熔融金屬驟冷，且認為較佳為藉由延長熔融金屬與輥的接觸時間而提高冷卻速度。而且，認為較佳為藉由擴大熔融金屬與輥的溫度差而提高冷卻速度。因此，輥的溫度通常被認為較佳設為5～30℃左右。

本發明人等藉由如圖1所示與通常的輥的旋轉方向相反地旋轉，而進一步延長輥23與薄帶24接觸的時間，即使將輥23的溫度提高至50～70℃左右，也能夠急劇地冷卻薄帶24。具有第一實施形態的組成的軟磁性合金，藉由比以往提高輥23的溫度，且進一步延長輥23與薄帶24接觸的時間，從而提高冷卻後的薄帶24的均勻性，且變得難以產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相。其結果，現有的方法中，即使是產生了由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的組成，也能夠形成不含有由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金。此外，如圖1所示，在一邊與通常的輥的旋轉方向相反地旋轉，一邊輥的溫度如通常般設為5～30℃的情況下，薄帶24會從輥23立即剝離，得不到使之相反地旋轉的效果。

單輥法中，主要藉由調整輥23的旋轉速度而能夠調整得到的薄帶24的厚度，但例如藉由調整噴嘴21與輥23的間隔或熔融金屬的溫度等，也能夠調整得到的薄帶24的厚度。薄帶24的厚度沒有特別限制，但例如能夠設為15～30μm。

腔室25內部的蒸氣壓沒有特別限制。例如，也可以使用進行過露點調整的Ar氣，將腔室25內部的蒸氣壓設為11hPa以下。此外，腔室25內部的蒸氣壓的下限沒有特別存在。亦可充填進行過露點調整的Ar氣並將蒸氣壓設為1hPa以下，亦可以接近真空的狀態將蒸氣壓設為1hPa以下。

為本實施形態的軟磁性合金的薄帶24含有不包含粒徑大於30nm的結晶的非晶質。而且，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。在對該軟磁性合金實施後述的熱處理的情況下，變得容易析出Fe基奈米結晶。

此外，確認薄帶24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，能夠藉由通常的X射線繞射測定進行確認。

並且，對於上述的初始微晶的有無及平均粒徑的觀察方法，沒有特別限制，但例如可以藉由對於藉由離子研磨(ion milling)而薄片化的試樣，使用穿透電子顯微鏡，得到選區繞射圖像、奈米束繞射圖像、明場圖像或高解析度圖像來確認。在使用選區繞射圖像或奈米束繞射圖像的情況下，繞射圖案中為非晶質之情形中形成環狀的繞射，相對於此，在不是非晶質之情形中形成晶體結構所引起的繞射斑點。並且，在使用明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，從而能夠觀察初始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體環境沒有特別限制。為了非晶質化，輥的溫度較佳為設為4～30℃。輥的旋轉速度呈現速度越快初始微晶的平均粒徑越小的傾向，為了得到平均粒徑0.3～10nm的初始微晶，較佳為設為25～30m/sec.。如果考慮到成本方面，則腔室內部的氣體環境較佳為設為大氣中。

以下，說明藉由對由具有奈米異質結構的軟磁性合金（本發明的第一觀點的軟磁性合金）構成的薄帶24進行熱處理而製造具有Fe基奈米結晶結構的軟磁性合金（本發明的第三觀點的軟磁性合金）的方法。

用於製造本實施形態的軟磁性合金的熱處理條件沒有特別限制。根據軟磁性合金的組成不同，較佳的熱處理條件不同。通常，較佳的熱處理溫度大致為450～650℃，較佳的熱處理時間大致為0.5～10小時。但是，也有時由於組成而在脫離上述的範圍的地方存在較佳的熱處理溫度及熱處理時間。並且，熱處理時的氣體環境沒有特別限制。可在如大氣中般的活性氣體環境下進行，亦可在如Ar氣中般的惰性氣體環境下進行。

另外，藉由熱處理得到的軟磁性合金所包含的Fe基奈米結晶的平均粒徑的計算方法沒有特別限制。例如能夠藉由使用穿透電子顯微鏡進行觀察而算出。並且，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。例如能夠使用X射線繞射測定進行確認。

並且，作為得到本實施方式的軟磁性合金的方法，除了上述的單輥法以外，還有例如藉由水霧化法或氣體霧化法而得到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進行，得到1200～1500℃的熔融合金。然後，使前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50～200℃，且將腔室內的蒸氣壓設為4hPa以下，而變得容易得到上述較佳的奈米異質結構。

藉由氣體霧化法製作由具有奈米異質結構的軟磁性合金構成的粉體後，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，以短時間達到熱力學的平衡狀態，並能夠去除應變及應力，變得容易得到平均粒徑為10～50nm的Fe基軟磁性合金。

（第二實施形態）以下，針對本發明的第二實施形態進行說明。對於與第一實施形態相同的部分省略說明。

第二實施形態中，熱處理前的軟磁性合金僅由非晶質構成。即使在熱處理前的軟磁性合金僅由非晶質構成，不含初始微晶，且不具有奈米異質結構的情況下，藉由進行熱處理，也能夠製成具有Fe基奈米結晶結構的軟磁性合金，亦即本發明的第三觀點的軟磁性合金。

但是，與第一實施形態相比，藉由熱處理難以使Fe基奈米結晶析出，也難以控制Fe基奈米結晶的平均粒徑。因此，與第一實施形態相比，難以得到優異的特性。

（第三實施形態）以下，針對本發明的第三實施形態進行說明。對於與第一實施形態相同的部分省略說明。

本實施形態的軟磁性合金是由以組成式(Fe_(1-(α+β)) X1_α X2_β )_{(1-(a+b+c+d+e))} M_a B_b P_c Si_d C_e 構成的主成分而構成的軟磁性合金， X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上， X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上， M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上， 0.020≤a≤0.14， 0.020＜b≤0.20， 0＜c≤0.040， 0≤d≤0.060， 0.0005＜e＜0.0050， α≥0， β≥0， 0≤α＋β≤0.50，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。

在將上述的軟磁性合金（本發明的第二觀點的軟磁性合金）進行熱處理的情況下，容易在軟磁性合金中析出Fe基奈米結晶。換而言之，上述的軟磁性合金容易作為使Fe基奈米結晶析出的軟磁性合金（本發明的第四觀點的軟磁性合金）的起始原料。此外，前述初始微晶較佳為平均粒徑為0.3～10nm。

本發明的第四觀點的軟磁性合金具有與第二觀點的軟磁性合金相同的主成分，並且具有由Fe基奈米結晶構成的結構。

P的含量（c）滿足0＜c≤0.040。並且，較佳為0.010≤c≤0.040，再佳為0.020≤c≤0.030。藉由在上述的範圍內含有P，軟磁性合金的電阻率提高，且矯頑力降低。另外，藉由提高軟磁性合金的電阻率，變成能夠直至更高頻率亦維持高導磁率μ´。在c＝0的情況下，得不到上述的效果。

C的含量（e）滿足0.0005＜e＜0.0050。並且，較佳為0.0006≤e≤0.0045，再佳為0.0020≤e≤0.0045。藉由使e變得大於0.0005，而變得容易提高電阻率，軟磁性合金的矯頑力變得特別容易降低，變得容易將高導磁率μ´維持直至高頻率。在e過大的情況下，飽和磁通密度降低。

X2較佳為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上。藉由X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上，而變得容易得到不含有由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金（本發明的第二觀點的軟磁性合金）。並且，藉由將該軟磁性合金進行熱處理，而變得容易得到具有由Fe基奈米結晶構成的結構的軟磁性合金（本發明的第四觀點的軟磁性合金）。

（第四實施形態）以下，針對本發明的第四實施形態進行說明。對於與第三實施形態相同的部分省略說明。

第四實施形態中，熱處理前的軟磁性合金僅由非晶質構成。即使在熱處理前的軟磁性合金僅由非晶質構成，不含有初始微晶，且不具有奈米異質結構的情況下，藉由進行熱處理，也能夠製成具有Fe基奈米結晶結構的軟磁性合金，亦即本發明的第四觀點的軟磁性合金。

但是，與第三實施形態相比，藉由熱處理難以使Fe基奈米結晶析出，也難以控制Fe基奈米結晶的平均粒徑。因此，與第三實施形態相比，難以得到優異的特性。

（第五實施形態）第五實施形態的磁性部件，特別是磁芯及電感器，係由第一實施形態～第四實施形態中任一者的軟磁性合金而得。以下，對得到第五實施形態的磁芯及電感器的方法進行說明，但由軟磁性合金得到磁芯及電感器的方法不限定於下述的方法。並且，作為磁芯的用途，除了電感器之外，也可以舉出變壓器及馬達等。

作為從薄帶形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，例如可以舉出將薄帶形狀的軟磁性合金捲繞的方法或層疊的方法。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。

作為從粉末形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，例如可以舉出適當與黏合劑混合之後，使用模具進行成型的方法。並且，在與黏合劑混合之前，對粉末表面實施氧化處理、絕緣被膜等，由此，成為電阻率提高且更適於高頻帶區的磁芯。

成型方法沒有特別限制，可例示使用模具的成型、模壓成型等。黏合劑的種類沒有特別限制，可例示矽氧樹脂。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，並使用模具進行壓縮成型，由此，能夠得到佔空係數（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，且電阻率為1Ω‧cm以上的磁芯。上述的特性是與通常的鐵氧體磁芯同等以上的特性。

並且，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，並利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，從而能夠得到佔空係數為80%以上，施加1.6×10⁴ A/m的磁場時的磁通密度為0.9T以上，且電阻率為0.1Ω‧cm以上的壓粉磁芯。上述的特性是比通常的壓粉磁芯更優異的特性。

進一步，對於構成上述的磁芯的成型體，作為消除應變熱處理而在成型後進行熱處理，由此，磁芯損耗進一步降低，有用性提高。此外，磁芯的磁芯損耗藉由降低構成磁芯的磁性體的矯頑力而降低。

另外，藉由對上述磁芯實施繞組，得到電感部件。繞組的實施方法及電感部件的製造方法沒有特別限制。例如，可以舉出對藉由上述的方法製造的磁芯將繞組捲繞至少1匝以上的方法。

進一步，在使用軟磁性合金粒子的情況下，有藉由在繞組線圈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。在該情況下，容易得到對應於高頻且大電流的電感部件。

進一步，在使用軟磁性合金粒子的情況下，將在軟磁性合金粒子中添加黏合劑及溶劑而膏體化的軟磁性合金膏體、及在線圈用的導體金屬中添加黏合劑及溶劑而膏體化的導體膏體交替地印刷層疊後，進行加熱燒成，由此，能夠得到電感部件。或者，使用軟磁性合金膏體製作軟磁性合金片材，在軟磁性合金片材的表面印刷導體膏體，並將此等進行層疊燒成，由此，能夠得到線圈內置於磁性體的電感部件。

在此，在使用軟磁性合金粒子製造電感部件的情況下，為了得到優異的Q特性，較佳使用最大粒徑以篩孔直徑計為45μm以下且中心粒徑（D50）為30μm以下的軟磁性合金粉末。為了使最大粒徑以篩孔直徑計為45μm以下，亦可使用網眼45μm的篩子，並僅使用通過篩子的軟磁性合金粉末。

具有使用最大粒徑越大的軟磁性合金粉末，高頻區域中的Q值越降低的傾向，特別是在使用最大粒徑以篩孔直徑計超過45μm的軟磁性合金粉末的情況下，有時高頻區域中的Q值會大幅降低。但是，在不重視高頻區域中的Q值的情況下，能使用偏差大的軟磁性合金粉末。偏差大的軟磁性合金粉末因能夠以較低的價格製造，故在使用偏差大的軟磁性合金粉末的情況下，可以降低成本。

以上，針對本發明的各實施形態進行了說明，但本發明不限定於上述的實施形態。

軟磁性合金的形狀沒有特別限制。如上所述，例示了薄膜形狀或粉末形狀，但除此以外，也能考慮塊狀等。

第一實施形態～第四實施形態的軟磁性合金（Fe基奈米結晶合金）的用途沒有特別限制。例如，可以舉出磁性部件，其中，特別舉出磁芯。能夠適用作為電感器用，特別是功率電感器用的磁芯。本實施形態的軟磁性合金除了磁芯以外，也能夠適用於薄膜電感器、磁頭。 [實施例]

以下，基於實施例而具體地說明本發明。

（實驗例1）以成為下表所示的各實施例及比較例的合金組成之方式，秤量原料金屬，利用高頻加熱進行熔融，製作母合金。此外，試樣編號9及10的組成係一般熟知的非晶合金的組成。

然後，將所製作的母合金進行加熱使其熔融，製成1250℃的熔融狀態的金屬之後，藉由使輥以旋轉速度25m/sec.旋轉的單輥法，使上述金屬向輥噴射，製作薄帶。此外，輥的材質設為Cu。

試樣編號1～4中，使輥沿著圖2所示的方向旋轉，輥溫度設為30℃。並且，試樣編號1～4中，藉由調整輥旋轉速度，將得到的薄帶的厚度製成20μm～30μm，將薄帶的寬度製成4mm～5mm，將薄帶的長度製成數十m。

試樣編號5～10中，使輥沿著圖1所示的方向旋轉，輥溫度設為70℃。並且，試樣編號5～10中，藉由設為腔室內與噴射噴嘴內的壓差105kPa、噴嘴直徑5mm狹縫、流化量50g、輥徑φ300mm，而將所得到的薄帶的厚度製成20μm～30μm，將薄帶的寬度製成4mm～5mm，將薄帶的長度製成數十m。

試樣編號7a及8a中，使輥沿著圖1所示的方向旋轉，輥溫度設為30℃。另外，試樣編號7a及8a中，藉由設為腔室內與噴射噴嘴內的壓差105kPa、噴嘴直徑5mm狹縫、流化量50g、輥徑φ300mm，而將所得到的薄帶的厚度製成20μm～30μm，將薄帶的寬度製成4mm～5mm，將薄帶的長度製成數十m。

對於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。然後，在不存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，設為由非晶質相構成，在存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，設為由結晶相構成。此外，除了後述的試樣編號135以外的全部實施例中，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。

然後，對於各實施例及比較例的薄帶，以下表所示的條件進行熱處理。對於熱處理後的各薄帶，測定電阻率、飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ´。電阻率（ρ）以由四探針法所致之電阻率測定而進行測定。飽和磁通密度（Bs）使用振動試樣型磁力計（VSM）以磁場1000kA/m進行測定。矯頑力（Hc）使用直流BH追蹤儀以磁場5kA/m進行測定。導磁率μ´使用阻抗分析儀一邊改變頻率一邊進行測定，並以導磁率μ´成為10000時的頻率（以下，也稱為特定頻率f）進行評價。實驗例1～3中，就電阻率而言，將110μΩcm以上設為◎，將100μΩcm以上且低於110μΩcm設為○，將低於100μΩcm設為×。並且，評價由高到低依序為◎、○、×，將為◎或○的情況設為良好。就飽和磁通密度而言，將1.35T以上設為良好，將1.40T以上設為進一步良好。就矯頑力而言，將3.0A/m以下設為良好，將2.5A/m以下設為更良好，將2.0A/m以下設為進一步良好，將1.5A/m以下設為最良好。針對導磁率μ´，設為在特定頻率f為100kHz以上的情況下導磁率μ´為良好。

此外，以下所示的實施例中只要沒有特別記載，全部藉由X射線繞射測定及使用穿透電子顯微鏡的觀察而確認具有平均粒徑為5～30nm且晶體結構為bcc的Fe基奈米結晶。並且，針對在熱處理的前後合金組成中沒有變化一事，已使用ICP分析進行確認。

[表1]

根據表1，各成分的含量在規定的範圍內，且適當控制了輥接觸距離及輥溫度的試樣編號7及8的特性全部良好。相對於此，各成分的含量（特別是P的含量）在規定的範圍外的試樣編號1、2、5、6、9及10的任一特性惡化。並且，即使各成分的含量在規定的範圍內但沒有適當控制輥接觸距離及/或輥溫度的試樣編號3、4、7a及8a的熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的電阻率變小，矯頑力顯著變大。導磁率μ´顯著變小，且不存在特定頻率f。

（實驗例2）實驗例2中，以成為下表所示的各實施例及比較例的合金組成之方式秤量原料金屬，利用高頻加熱進行熔融，製作母合金，除了此點以外，藉由與實驗例1的試樣編號5～10相同的條件進行實施。

[表2]

[表3]

[表4]

表2記載了使M的含量（a）、B的含量（b）、P的含量（c）、Si的含量（d）及C的含量（e）變化的實施例。此外，M的種類設為Nb。各成分的含量在規定的範圍內的實施例的電阻率ρ、飽和磁通密度Bs、矯頑力Hc及導磁率μ´良好。

M的含量（a）過小的試樣編號12的熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的電阻率ρ變小，矯頑力Hc顯著變大。導磁率μ´顯著變小，不存在特定頻率f。M的含量（a）過大的試樣編號20的飽和磁通密度Bs降低。

B的含量（b）過小的試樣編號21的熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的電阻率ρ變小，矯頑力Hc顯著變大。導磁率μ´顯著變小，不存在特定頻率f。B的含量（b）過大的試樣編號28的飽和磁通密度Bs降低。

P的含量（c）過小的試樣編號29的熱處理後的電阻率ρ變小，矯頑力Hc變大。進一步，導磁率μ´變小，特定頻率f變小。P的含量（c）過大的試樣編號36的飽和磁通密度Bs降低。

Si的含量（d）過大的試樣編號47的熱處理後的矯頑力Hc變大。C的含量（e）過大的試樣編號41的熱處理後的電阻率ρ變小，矯頑力Hc變大。進一步，導磁率μ´變小，特定頻率f變小。

表3是對於試樣編號11、14及18改變了M的種類的實施例。試樣編號53～61是對於試樣編號14改變了M的種類的實施例。試樣編號62～70是對於試樣編號11改變了M的種類的實施例。試樣編號71～79是對於試樣編號18改變了M的種類的實施例。

根據表3，即使改變M的種類，也呈現良好的特性。

表4是將試樣編號11的Fe的一部分以X1及/或X2取代的實施例。

根據表4，即使將Fe的一部分以X1及/或X2取代，也呈現良好的特性。

（實驗例3）實驗例3中，對於試樣編號11，適當改變熔融狀態的金屬溫度及薄帶製作後的熱處理條件，並改變初始微晶的平均粒徑及Fe基奈米結晶合金的平均粒徑。將結果示於表5中。此外，表5所記載的試樣的導磁率μ´全部良好。

[表5]

根據表5，在初始微晶的平均粒徑為0.3～10nm且Fe基奈米結晶合金的平均粒徑為5～30nm的情況下，與脫離上述的範圍的情況相比，飽和磁通密度Bs與矯頑力Hc皆良好。

（實驗例4）以成為下表所示的各實施例及比較例的合金組成之方式秤量原料金屬，並利用高頻加熱進行熔融，製作母合金。此外，試樣編號9及10與實驗例1的試樣編號9及10相同。

然後，加熱所製作的母合金使其熔融，在製成1250℃的熔融狀態的金屬之後，藉由使輥以旋轉速度25m/sec.旋轉的單輥法，而將上述金屬向輥噴射，製作薄帶。此外，輥的材質設為Cu。

試樣編號201及202中，使輥沿著圖2所示的方向旋轉，輥溫度設為30℃。並且，試樣編號201及202中，藉由調整輥旋轉速度，使所得到的薄帶的厚度為20μm～30μm，使薄帶的寬度為4mm～5mm，使薄帶的長度為數十m。

試樣編號203～209中，使輥沿著圖1所示的方向旋轉，輥溫度設為70℃。並且，試樣編號203～209中，藉由設為腔室內與噴射噴嘴內的壓差105kPa、噴嘴直徑5mm狹縫、流化量50g、輥徑φ300mm，而使所得到的薄帶的厚度為約20μm～30μm，使薄帶的寬度為4mm～5mm，使薄帶的長度為數十m。

對於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。然後，在不存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，設為由非晶質相構成，在存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，設為由結晶相構成。此外，在除了後述的試樣編號274之外的全部實施例中，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。

然後，對於各實施例及比較例的薄帶，以下表所示的條件進行熱處理。對於熱處理後的各薄帶，測定電阻率、飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ´。電阻率（ρ）以由四探針法所致之電阻率測定進行測定。飽和磁通密度（Bs）使用振動試樣型磁力計（VSM）以磁場1000kA/m進行測定。矯頑力（Hc）使用直流BH追蹤儀以磁場5kA/m進行測定。導磁率μ´使用阻抗分析儀一邊改變頻率一邊進行測定，並以導磁率μ´成為10000時的頻率（以下，也稱為特定頻率f）進行評價。實驗例4～6中，就電阻率而言，將100μΩcm以上設為◎，將80μΩcm以上且低於100μΩcm設為○，將低於80μΩcm設為×。並且，評價由高到低依序為◎、○、×，將為◎或○的情況設為良好。飽和磁通密度將1.50T以上設為良好。矯頑力將4.0A/m以下設為良好。針對導磁率μ´，設為在特定頻率f為70kHz以上的情況下導磁率μ´為良好。

此外，在以下所示的實施例中只要沒有特別記載，全部藉由X射線繞射測定及使用穿透電子顯微鏡的觀察而確認具有平均粒徑為5～30nm且晶體結構為bcc的Fe基奈米結晶。並且，針對在熱處理的前後合金組成中沒有變化一事，已使用ICP分析進行確認。

[表6]

根據表6，各成分的含量在規定的範圍內且適當控制輥接觸距離及輥溫度的試樣編號206的特性全部良好。相對於此，各成分的含量（特別是P的含量及/或C的含量）在規定的範圍外的試樣編號201～205、207～209的任一特性惡化。

（實驗例5）實驗例5中，以成為下表所示的各實施例及比較例的合金組成之方式秤量原料金屬，利用高頻加熱進行熔融，製作母合金，除了此點以外，藉由與實驗例4的試樣編號206相同的條件進行實施。

[表7]

[表8]

[表9]

表7記載了使M的含量（a）、B的含量（b）、P的含量（c）、Si的含量（d）及C的含量（e）變化的實施例。此外，M的種類設為Nb。各成分的含量在規定的範圍內的實施例的電阻率ρ、飽和磁通密度Bs、矯頑力Hc及導磁率μ´良好。

M的含量（a）過小的試樣編號211的熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的電阻率ρ變小，矯頑力Hc顯著變大。導磁率μ´顯著變小，不存在特定頻率f。M的含量（a）過大的試樣編號220的飽和磁通密度Bs降低。

B的含量（b）過小的試樣編號221的熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的電阻率ρ變小，矯頑力Hc顯著變大。導磁率μ´顯著變小，不存在特定頻率f。B的含量（b）過大的試樣編號228的飽和磁通密度Bs降低。

不含有P（c＝0）的比較例及不含有C（e＝0）的比較例處於熱處理後的電阻率ρ變小，且矯頑力Hc變大的傾向。進一步，處於導磁率μ´變小且特定頻率f變小的傾向。C的含量（e）過大的比較例除了飽和磁通密度Bs降低之外，還處於導磁率μ´降低且特定頻率f降低的傾向。

Si的含量（d）過大的試樣編號252的飽和磁通密度變大。

表8是對於試樣編號206改變了M的種類的實施例。

根據表8，即使改變M的種類，也呈現良好的特性。

表9是將試樣編號206的Fe的一部分以X1及/或X2取代的實施例。

根據表9，即使將Fe的一部分以X1及/或X2取代，也呈現良好的特性。

並且，表9所記載的各試樣中，針對將Fe的一部分以X2取代的試樣，確認了不含由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金（本發明的第二觀點的軟磁性合金）的得到容易度。具體而言，以容易生成由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相之方式，將所得到的薄帶的厚度設為約40μm～50μm。將結果示於表10中。

[表10]

根據表10，針對表9所記載的各試樣，即使將所得到的薄帶的厚度設為約40μm～50μm，也可以得到不含由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金。

（實驗例6）實驗例6中，針對試樣編號206，適當改變熔融狀態的金屬溫度及薄帶製作後的熱處理條件，並改變初始微晶的平均粒徑及Fe基奈米結晶合金的平均粒徑。將結果示於表11中。此外，表11所記載的試樣全部導磁率μ´良好。

[表11]

根據表11，在初始微晶的平均粒徑為0.3～10nm，且Fe基奈米結晶合金的平均粒徑為5～30nm的情況下，與脫離上述的範圍的情況相比，飽和磁通密度Bs與矯頑力Hc皆良好。

21、31‧‧‧噴嘴 22、32‧‧‧熔融金屬 23、33‧‧‧輥 24、34‧‧‧薄帶 25、35‧‧‧腔室 26‧‧‧剝離氣體噴射裝置

圖1是單輥法的示意圖。圖2是單輥法的示意圖。

21‧‧‧噴嘴

22‧‧‧熔融金屬

23‧‧‧輥

24‧‧‧薄帶

25‧‧‧腔室

26‧‧‧剝離氣體噴射裝置

Claims

一種軟磁性合金，其係由以組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d+e))}M_aB_bP_cSi_dC_e構成的主成分而構成之軟磁性合金，X1係選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上，X2係選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上，M係選自由Nb、Hf、Zr、Ta、W及V構成之群組中的一種以上，0.020
a
0.14，0.020<b
0.20，0.040<c
0.15，0
d
0.060，0
e
0.030，α
0，β
0，0
α+β
0.50，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質(nano-hetero)結構。
如申請專利範圍第1項所述的軟磁性合金，其中，前述初始微晶的平均粒徑為0.3~10nm。
一種軟磁性合金，其係由以組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d+e))}M_aB_bP_cSi_dC_e構成的主成分而構成之軟磁性合金，X1係選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上，X2係選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上，M係選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上，0.020
a
0.14，0.020<b
0.20，0<c
0.040，0
d
0.060，0.0006
e
0.0045，α
0，β
0，0
α+β
0.50，具有初始微晶存在於非晶質中的奈米異質結構。
如申請專利範圍第3項所述的軟磁性合金，其中，前述初始微晶的平均粒徑為0.3~10nm。
一種軟磁性合金，其係由以組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d+e))}M_aB_bP_cSi_dC_e構成的主成分而構成之軟磁性合金，X1係選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上，X2係選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上，M係選自由Nb、Hf、Zr、Ta、W及V構成之群組中的一種以上，0.020
a
0.14，0.020<b
0.20，0.040<c
0.15， 0
d
0.060，0
e
0.030，α
0，β
0，0
α+β
0.50，前述軟磁性合金具有由Fe基奈米結晶構成的結構。
如申請專利範圍第5項所述的軟磁性合金，其中，前述Fe基奈米結晶的平均粒徑為5~30nm。
一種軟磁性合金，其係由以組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d+e))}M_aB_bP_cSi_dC_e構成的主成分而構成之軟磁性合金，X1為選自由Co及Ni構成之群組中的一種以上，X2為選自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素構成之群組中的一種以上，M為選自由Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V構成之群組中的一種以上，0.020
a
0.14，0.020<b
0.20，0<c
0.040，0
d
0.060，0.0006
e
0.0045，α
0，β
0，0
α+β
0.50，前述軟磁性合金具有由Fe基奈米結晶構成的結構。
如申請專利範圍第7項所述的軟磁性合金，其中，前述Fe基奈米結晶的平均粒徑為5~30nm。
一種磁性部件，其係由如申請專利範圍第1至8項中任一項所述的軟磁性合金構成。