WO2010021130A1 - 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品 - Google Patents

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    • H01F41/0246—Manufacturing of magnetic circuits by moulding or by pressing powder

Definitions

  • the present invention relates to an Fe-based nanocrystalline alloy suitable for use in transformers, inductors, motor cores, and the like, and a method for producing the same.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy of Patent Document 1 has a large magnetostriction of 14 ⁇ 10 ⁇ 6 and a low magnetic permeability. Further, since a large amount of crystals are precipitated in the rapidly cooled state, the Fe-based nanocrystalline alloy of Patent Document 1 has poor toughness.
  • an object of the present invention is to provide an Fe-based nanocrystalline alloy having a high saturation magnetic flux density and a high magnetic permeability, and a method for producing the same.
  • a specific alloy composition can be used as a starting material for obtaining an Fe-based nanocrystalline alloy having a high saturation magnetic flux density and a high magnetic permeability.
  • the specific alloy composition is represented by a predetermined composition formula, has an amorphous phase as a main phase, and has excellent toughness.
  • nanocrystals composed of a bccFe phase can be precipitated. This nanocrystal can significantly reduce the saturation magnetostriction of the Fe-based nanocrystal alloy. This reduced saturation magnetostriction results in high saturation flux density and high magnetic permeability.
  • the specific alloy composition is a useful material as a starting material for obtaining an Fe-based nanocrystalline alloy having a high saturation magnetic flux density and a high magnetic permeability.
  • beneficial starting material of the Fe-based nanocrystalline alloys an alloy composition of the formula Fe a B b Si c P x C y Cu z, 79 ⁇ a ⁇ 86at%, 5 ⁇ b ⁇ 13 at%, 0 ⁇ c ⁇ 8 at%, 1 ⁇ x ⁇ 8 at%, 0 ⁇ y ⁇ 5 at%, 0.4 ⁇ z ⁇ 1.4 at%, and 0.08 ⁇ z / x ⁇ 0.8
  • An alloy composition is provided.
  • beneficial starting material of the Fe-based nanocrystalline alloys an alloy composition of the formula Fe a B b Si c P x C y Cu z, 81 ⁇ a ⁇ 86at%, 6 ⁇ b ⁇ 10 at%, 2 ⁇ c ⁇ 8 at%, 2 ⁇ x ⁇ 5 at%, 0 ⁇ y ⁇ 4 at%, 0.4 ⁇ z ⁇ 1.4 at%, and 0.08 ⁇ z / x ⁇ 0.8
  • An alloy composition is provided.
  • An Fe-based nanocrystalline alloy produced using any of the above alloy compositions as a starting material has a low saturation magnetostriction, a high saturation magnetic flux density, and a high magnetic permeability.
  • the alloy composition according to the embodiment of the present invention is suitable as a starting material for an Fe-based nanocrystalline alloy and has a composition formula of Fe a B b Si C P x C y Cu z .
  • a composition formula of Fe a B b Si C P x C y Cu z where 79 ⁇ a ⁇ 86 at%, 5 ⁇ b ⁇ 13 at%, 0 ⁇ c ⁇ 8 at%, 1 ⁇ x ⁇ 8 at%, 0 ⁇ y ⁇ 5 at%, 0.4 ⁇ z ⁇ 1.4 at%, and 0.08 ⁇ z / x ⁇ 0.8.
  • the following conditions are satisfied for b, c, x: 6 ⁇ b ⁇ 10; 2 ⁇ c ⁇ 8; and 2 ⁇ x ⁇ 5.
  • the following conditions are preferably satisfied for y, z and z / x: 0 ⁇ y ⁇ 3 at%; 0.4 ⁇ z ⁇ 1.1 at%; and 0.08 ⁇ z / x ⁇ 0.55.
  • one or more elements may be substituted.
  • the Fe element is a main element and an essential element responsible for magnetism.
  • the ratio of Fe is large. If the Fe ratio is less than 79 at%, a desired saturation magnetic flux density cannot be obtained.
  • the proportion of Fe is more than 86 at%, formation of an amorphous phase under liquid quenching conditions becomes difficult, and the crystal grain size varies or becomes coarse. That is, when the proportion of Fe is more than 86 at%, a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained, and the alloy composition has deteriorated soft magnetic properties.
  • the Fe ratio is desirably 79 at% or more and 86 at% or less. In particular, when a saturation magnetic flux density of 1.7 T or more is required, the proportion of Fe is preferably 81 at% or more.
  • the B element is an essential element for forming an amorphous phase.
  • the ratio of B is less than 5 at%, it becomes difficult to form an amorphous phase under liquid quenching conditions.
  • the proportion of B is more than 13 at%, ⁇ T decreases, a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained, and the alloy composition has deteriorated soft magnetic properties. Therefore, the ratio of B is desirably 5 at% or more and 13 at% or less.
  • the ratio of B is preferably 10 at% or less.
  • Si element is an essential element responsible for amorphous formation, and contributes to the stabilization of the nanocrystal in the nanocrystallization. If Si is not contained, the ability to form an amorphous phase is lowered, and a more uniform nanocrystal structure cannot be obtained. As a result, soft magnetic properties are deteriorated.
  • the proportion of Si is more than 8 at%, the saturation magnetic flux density and the amorphous phase forming ability are lowered, and the soft magnetic characteristics are further deteriorated. Accordingly, the Si ratio is desirably 8 at% or less (not including 0). In particular, when the proportion of Si is 2 at% or more, the amorphous phase forming ability is improved, a continuous ribbon can be stably produced, and a homogeneous nanocrystal can be obtained by increasing ⁇ T.
  • the P element is an essential element responsible for amorphous formation.
  • the amorphous phase forming ability and the stability of nanocrystals are improved as compared with the case where only one of them is used.
  • the proportion of P is less than 1 at%, it becomes difficult to form an amorphous phase under liquid quenching conditions.
  • the ratio of P is more than 8 at%, the saturation magnetic flux density is lowered and the soft magnetic characteristics are deteriorated. Therefore, the ratio of P is desirably 1 at% or more and 8 at% or less. In particular, when the ratio of P is 2 at% or more and 5 at% or less, the amorphous phase forming ability is improved, and a continuous ribbon can be stably produced.
  • C element is an element responsible for amorphous formation.
  • the amorphous phase forming ability and the stability of nanocrystals are improved as compared with the case where only one of them is used. I am going to do that.
  • C since C is inexpensive, the amount of other metalloids is reduced by adding C, and the total material cost is reduced.
  • the proportion of C exceeds 5 at%, there is a problem that the alloy composition becomes brittle and soft magnetic properties are deteriorated. Therefore, the C ratio is desirably 5 at% or less. In particular, when the proportion of C is 3 at% or less, it is possible to suppress variation in composition due to evaporation of C during dissolution.
  • Cu element is an essential element contributing to nanocrystallization.
  • the combination of Si element, B element, P element and Cu element or the combination of Si element, B element, P element, C element and Cu element contributes to nanocrystallization before the present invention. It should be noted that it was not known. Also, it should be noted that Cu element is basically expensive, and when the proportion of Fe is 81 at% or more, the alloy composition is likely to be embrittled or oxidized. If the Cu content is less than 0.4 at%, nanocrystallization becomes difficult.
  • the Cu content is higher than 1.4 at%, the precursor composed of the amorphous phase becomes inhomogeneous, so that a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained when forming the Fe-based nanocrystalline alloy, and the soft magnetic properties are deteriorated. To do. Therefore, it is desirable that the Cu ratio is 0.4 at% or more and 1.4 at% or less, and considering the embrittlement and oxidation of the alloy composition in particular, the Cu ratio is 1.1 at% or less. preferable.
  • the alloy composition contains a specific ratio of P element and Cu element, a cluster having a size of 10 nm or less is formed. Has a fine structure. More specifically, the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment includes bccFe crystals having an average particle size of 25 nm or less.
  • the specific ratio (z / x) of the ratio (x) of P and the ratio (z) of Cu is 0.08 or more and 0.8 or less. Outside this range, a homogeneous nanocrystalline structure cannot be obtained, and thus the alloy composition cannot have excellent soft magnetic properties.
  • the specific ratio (z / x) is preferably 0.08 or more and 0.55 or less in consideration of embrittlement and oxidation of the alloy composition.
  • the alloy composition in the present embodiment can have various shapes.
  • the alloy composition may have a continuous ribbon shape or a powder shape.
  • the continuous ribbon-shaped alloy composition can be formed using a conventional apparatus such as a single roll manufacturing apparatus or a twin roll manufacturing apparatus used for manufacturing an Fe-based amorphous ribbon.
  • the alloy composition in powder form may be produced by a water atomizing method or a gas atomizing method, or may be produced by pulverizing a ribbon-like alloy composition.
  • the continuous ribbon-shaped alloy composition can be tightly bent in a 180 ° bending test in a state before heat treatment.
  • the 180 ° bending test is a test for evaluating toughness, and the sample is bent so that the bending angle is 180 ° and the inner radius is zero. That is, according to the 180 ° bending test, the sample is bent tightly ( ⁇ ) or broken ( ⁇ ). In the evaluation described later, it was checked whether a 3 cm long strip sample was bent at its center and bent tightly ( ⁇ ) or broken ( ⁇ ).
  • the alloy composition according to the present embodiment can be molded to form a magnetic core such as a wound magnetic core, a laminated magnetic core, or a dust core.
  • components such as a transformer, an inductor, a motor, and a generator, can be provided using the magnetic core.
  • the alloy composition according to the present embodiment has an amorphous phase as a main phase. Therefore, when the alloy composition according to the present embodiment is heat-treated in an inert atmosphere such as an Ar gas atmosphere, it is crystallized twice or more.
  • the temperature at which crystallization starts first is the first crystallization start temperature (T x1 )
  • the temperature at which the second crystallization starts is the second crystallization start temperature (T x2 ).
  • crystallization start temperature it means the first crystallization start temperature (T x1 ).
  • these crystallization temperatures can be evaluated by performing thermal analysis at a temperature increase rate of about 40 ° C./min using, for example, a differential scanning calorimetry (DSC) apparatus.
  • DSC differential scanning calorimetry
  • the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment can be obtained.
  • the difference ⁇ T between the first crystallization start temperature (T x1 ) and the second crystallization start temperature (T x2 ) of the alloy composition is 100 It is preferable that it is 200 degreeC or more.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment thus obtained has a high magnetic permeability of 10,000 or higher and a high saturation magnetic flux density of 1.65 T or higher.
  • the amount of nanocrystals can be controlled to reduce saturation magnetostriction.
  • the saturation magnetostriction is preferably 10 ⁇ 10 ⁇ 6 or less in order to avoid the deterioration of soft magnetic characteristics, and the saturation magnetostriction is 5 ⁇ 10 ⁇ 6 or less in order to obtain a high permeability of 20,000 or more. Is preferred.
  • a magnetic core can be formed using the Fe-based nanocrystalline alloy according to the present embodiment.
  • components such as a transformer, an inductor, a motor, and a generator, can be comprised using the magnetic core.
  • Examples 1 to 46 and Comparative Examples 1 to 22 The raw materials were weighed so as to have the alloy compositions of Examples 1 to 46 and Comparative Examples 1 to 22 of the present invention listed in Tables 1 to 7 below, and arc-melted. Thereafter, the melted alloy composition was processed in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce continuous ribbons having various thicknesses of about 3 mm in width and about 5 to 15 m in length. The phase of the alloy composition of these continuous ribbons was identified by the X-ray diffraction method. The first crystallization start temperature and the second crystallization start temperature were evaluated using a differential scanning calorimeter (DSC).
  • DSC differential scanning calorimeter
  • alloy compositions of Examples 1 to 46 and Comparative Examples 1 to 22 were heat-treated under the heat treatment conditions described in Tables 8 to 14.
  • the saturation magnetic flux density Bs of each heat-treated alloy composition was measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the coercive force Hc of each alloy composition was measured in a magnetic field of 2 kA / m using a direct current BH tracer.
  • the magnetic permeability ⁇ of each alloy composition was measured using an impedance analyzer under conditions of 0.4 A / m and 1 kHz. The measurement results are shown in Tables 1-14.
  • the alloy compositions of Examples 1 to 46 after the heat treatment were nanocrystallized, and the average particle size of the bccFe phase contained therein was 25 nm or less.
  • the alloy compositions of Comparative Examples 1 to 22 after the heat treatment had variations in crystal grain size or were not nanocrystallized (in Tables 8 to 14, alloys that were not nanocrystallized were x ). Similar results can be seen from FIG. In FIG. 1, the graphs of Comparative Example 7, Comparative Example 14, and Comparative Example 15 indicate that the coercive force Hc increases as the processing temperature increases.
  • the graphs of Examples 5 and 6 include a curve indicating that the coercive force Hc decreases as the processing temperature increases. This reduction in coercive force Hc is caused by nanocrystallization.
  • the alloy composition before heat treatment of Comparative Example 7 has initial microcrystals having a grain size of more than 10 nm. Therefore, the ribbon of the alloy composition is bent tightly during the 180 ° bending test. Damaged without being able to.
  • the alloy composition before heat treatment of Example 5 has initial crystallites having a grain size of 10 nm or less, and therefore the ribbon of the alloy composition is bent tightly during a 180 ° bending test. it can.
  • the heat-treated alloy composition of Example 5 ie, Fe-based nanocrystalline alloy
  • each alloy composition before heat treatment has initial crystallites having a grain size of 10 nm or less, and each alloy composition after heat treatment.
  • Fe-based nanocrystalline alloy has homogeneous Fe-based nanocrystals having an average particle size of 25 nm or less. Therefore, each alloy composition (Fe-based nanocrystalline alloy) after heat treatment in Examples 1 to 46 can have a good coercive force Hc.
  • the highest ultimate heat treatment temperature is between the first crystallization start temperature (T x1 ) and the second crystallization start temperature (T x2 )
  • Excellent soft magnetic properties coercivity Hc, permeability ⁇
  • FIG. 4 also shows that the crystallization start temperature difference ⁇ T of the alloy compositions of Examples 5, 6, 20, and 44 is 100 ° C. or more.
  • the alloy compositions of Examples 1 to 10 and Comparative Examples 9 and 10 listed in Tables 8 and 9 correspond to cases where the Fe amount is changed from 78 to 87 at%.
  • the alloy compositions of Examples 1 to 10 listed in Table 9 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Accordingly, the range of 79 to 86 at% is a condition range of the Fe amount. When the Fe amount is 81 at% or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.7 T or more can be obtained.
  • the Fe amount is preferably 81 at% or more.
  • the Fe amount in Comparative Example 9 is 78 at%.
  • the main phase is an amorphous phase as shown in Table 2.
  • the crystal grains after the heat treatment are coarsened, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc are outside the range of the characteristics of Examples 1 to 10 described above.
  • the Fe amount in Comparative Example 10 is 87 at%. With the alloy composition of Comparative Example 10, a continuous ribbon cannot be produced.
  • the alloy composition of Comparative Example 10 has a main phase as a crystal phase.
  • the alloy compositions of Examples 11 to 17 and Comparative Examples 11 and 12 listed in Table 10 correspond to cases where the B amount is changed from 4 to 14 at%.
  • the alloy compositions of Examples 11 to 17 listed in Table 10 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Accordingly, the range of 5 to 13 at% is the condition range for the B amount.
  • the B content is 10 at% or less because the alloy composition has a wide crystallization start temperature difference ⁇ T of 120 ° C. or more and the melting end temperature of the alloy composition is lower than that of the Fe amorphous.
  • the B amount in Comparative Example 11 is 4 at%, and the B amount in Comparative Example 12 is 14 at%.
  • Table 10 the alloy side organisms of Comparative Example 11 and Comparative Example 12 have coarsened crystal grains after the heat treatment, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc have been described in Examples 11 to 11 described above. It is outside the range of 17 characteristics.
  • the alloy compositions of Examples 18 to 25 and Comparative Example 13 listed in Table 11 correspond to cases where the Si amount is changed from 0.1 to 10 at%.
  • the alloy compositions of Examples 18 to 25 listed in Table 11 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Accordingly, the range of 0 to 8 at% (excluding 0) is the condition range of the Si amount.
  • the Si amount in Comparative Example 13 is 10 at%.
  • the alloy composition of Comparative Example 13 has a low saturation magnetic flux density Bs, the crystal grains after heat treatment are coarsened, and both the permeability ⁇ and the coercive force Hc are the characteristics of Examples 18 to 25 described above. It is out of range.
  • the alloy compositions according to Examples 26 to 33 and Comparative Examples 14 to 17 listed in Table 12 correspond to cases where the P amount is changed from 0 to 10 at%.
  • the alloy compositions of Examples 26 to 33 listed in Table 12 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Accordingly, the range of 1 to 8 at% is the condition range of the P amount.
  • the P content is preferably 5 at% or less because the alloy composition has a wide crystallization start temperature difference ⁇ T of 120 ° C. or more and a saturation magnetic flux density Bs exceeding 1.7 T.
  • the P amount in Comparative Examples 14 to 16 is 0 at%.
  • the crystal grains after the heat treatment are coarsened, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc are outside the range of the characteristics of Examples 26 to 33 described above.
  • the amount of P in Comparative Example 17 is 10 at%. Also in the alloy composition of Comparative Example 17, the crystal grains after the heat treatment are coarsened, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc are outside the range of the characteristics of Examples 26 to 33 described above.
  • the alloy compositions according to Examples 34 to 39 and Comparative Example 18 listed in Table 13 correspond to cases where the C content is changed from 0 to 6 at%.
  • the alloy compositions of Examples 34 to 39 listed in Table 13 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, the range of 0 to 5 at% is the condition range for the C amount.
  • the amount of C is 4 at% or more, the thickness of the continuous ribbon exceeds 30 ⁇ m as in Examples 38 and 39, and adhesion bending becomes difficult during the 180-degree bending test. Therefore, the C amount is preferably 3 at% or less.
  • the C amount in Comparative Example 18 is 6 at%.
  • the crystal grains after the heat treatment are coarsened, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc are outside the range of the characteristics of Examples 34 to 39 described above.
  • the alloy compositions according to Examples 40 to 46 and Comparative Examples 19 to 22 listed in Table 14 correspond to the case where the amount of Cu is changed from 0 to 1.5 at%.
  • the alloy compositions of Examples 40 to 46 shown in Table 14 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, 0.4 to 1.4 at% is a condition range for the amount of Cu.
  • the Cu amount of Comparative Example 19 is 0 at%
  • the Cu amount of Comparative Example 20 is 0.3 at%.
  • the crystal grains after the heat treatment are coarsened, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc are outside the above-described characteristics range of Examples 40-46.
  • the amount of Cu in Comparative Example 21 and Comparative Example 22 is 1.5 at%.
  • the alloy compositions of Comparative Example 21 and Comparative Example 22 also have coarsened crystal grains after the heat treatment, and both the magnetic permeability ⁇ and the coercive force Hc are outside the range of the characteristics of Examples 40 to 46 described above. is there.
  • the main phase is not an amorphous phase but a crystalline phase.
  • the saturation magnetostriction was measured using a strain gauge method.
  • the saturation magnetostrictions of the Fe-based nanocrystalline alloys of Example 1, Example 2, Example 5, Example 6 and Example 44 were 8.2 ⁇ 10 ⁇ 6 and 5.3 ⁇ 10 ⁇ 5, respectively. They were 3.8 ⁇ 10 ⁇ 6 , 3.1 ⁇ 10 ⁇ 6 and 2.3 ⁇ 10 ⁇ 6 .
  • the saturation magnetostriction of Fe amorphous is 27 ⁇ 10 ⁇ 6
  • Patent Document 1 2007-270271 (Patent Document 1) is 14 ⁇ 10 ⁇ 6 .
  • the saturation magnetostriction of the Fe-based nanocrystalline alloys of Example 1, Example 2, Example 5, Example 6 and Example 44 is very small. Therefore, Examples 1 and 2
  • the Fe-based nanocrystalline alloys of Example 5, Example 6, and Example 44 have high magnetic permeability, low coercivity, and low iron loss.
  • the reduced saturation magnetostriction improves soft magnetic characteristics and contributes to suppression of noise and vibration. Therefore, the saturation magnetostriction is desirably 10 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • the saturation magnetostriction is preferably 5 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • Example 47 to 55 and Comparative Examples 23 to 25 The raw materials were weighed so as to have the alloy compositions of Examples 47 to 55 and Comparative Examples 23 to 25 of the present invention listed in Table 15 below, and dissolved by high frequency induction dissolution treatment. Thereafter, the melted alloy composition was processed in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce a continuous ribbon having a thickness of about 20 and about 30 ⁇ m, a width of about 15 mm, and a length of about 10 m. The phase of the alloy composition of these continuous ribbons was identified by the X-ray diffraction method. Their toughness was evaluated by a 180 ° bending test.
  • the first crystallization start temperature and the second crystallization start temperature were evaluated using a differential scanning calorimeter (DSC). Further, for Examples 47 to 55 and Comparative Examples 23 to 25, an alloy composition having a thickness of about 20 ⁇ m was heat-treated under the heat treatment conditions described in Table 16. The saturation magnetic flux density Bs of each heat-treated alloy composition was measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS). The coercive force Hc of each alloy composition was measured in a magnetic field of 2 kA / m using a direct current BH tracer. The measurement results are shown in Table 15 and Table 16.
  • the alloy compositions of Examples 47 to 55 and Comparative Examples 23 and 24 listed in Table 16 correspond to the case where the specific ratio z / x is changed from 0.06 to 1.2.
  • the alloy compositions of Examples 47 to 55 listed in Table 16 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, the range of 0.08 to 0.8 is the condition range of the specific ratio z / x.
  • the specific ratio z / x is larger than 0.55, the ribbon having a thickness of about 30 ⁇ m becomes brittle, and the ribbon is partially broken by the 180 ° bending test ( ⁇ ). Or it is completely damaged ( ⁇ ). Therefore, the specific range z / x is preferably 0.55 or less.
  • the Cu content exceeds 1.1 at%, the ribbon becomes brittle, so the Cu content is preferably 1.1 at% or less.
  • the alloy compositions of Examples 47 to 55 and Comparative Example 23 listed in Table 16 correspond to the case where the Si amount is changed from 0 to 4 at%.
  • the alloy compositions of Examples 47 to 55 listed in Table 16 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, as described above, it is understood that a range larger than 0 at% is a condition range of the Si amount.
  • the Si amount is preferably 2 at% or more.
  • the alloy compositions of Examples 47 to 55 and Comparative Examples 23 to 25 listed in Table 16 correspond to cases where the P amount is changed from 0 to 4 at%.
  • the alloy compositions of Examples 47 to 55 listed in Table 16 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, as described above, it is understood that a range larger than 1 at% is a condition range of the P amount.
  • the P content is preferably 2 at% or more.
  • Examples 56 to 64 and Comparative Example 26 The raw materials were weighed so as to have the alloy compositions of Examples 56 to 64 of the present invention listed in Table 17 below and Comparative Example 26, and arc-melted. Thereafter, the melted alloy composition was processed in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce continuous ribbons having various thicknesses of about 3 mm in width and about 5 to 15 m in length. The phase of the alloy composition of these continuous ribbons was identified by the X-ray diffraction method. The first crystallization start temperature and the second crystallization start temperature were evaluated using a differential scanning calorimeter (DSC). Further, the alloy compositions of Examples 56 to 64 and Comparative Example 26 were heat-treated under the heat treatment conditions shown in Table 18.
  • DSC differential scanning calorimeter
  • the saturation magnetic flux density Bs of each heat-treated alloy composition was measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the coercive force Hc of each alloy composition was measured in a magnetic field of 2 kA / m using a direct current BH tracer.
  • the magnetic permeability ⁇ of each alloy composition was measured using an impedance analyzer under conditions of 0.4 A / m and 1 kHz. The measurement results are shown in Table 17 and Table 18.
  • the alloy compositions of Examples 56 to 64 and Comparative Example 26 listed in Table 18 correspond to the case where part of the Fe amount is replaced with Nb element, Cr element, and Co element.
  • the alloy compositions of Examples 56 to 64 listed in Table 18 have a permeability ⁇ of 10,000 or more, a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more, and a coercive force Hc of 20 A / m or less. Therefore, the range of 0 to 3 at% is a replaceable range of the Fe amount.
  • the amount of Fe substitution in Comparative Example 26 is 4 at%.
  • the alloy side organism of Comparative Example 26 has a low saturation magnetic flux density Bs, which is outside the range of the characteristics of Examples 56 to 64 described above.
  • Examples 65 to 69 and Comparative Examples 27 to 29 The raw materials were weighed so as to have the alloy compositions of Examples 65 to 69 and Comparative Examples 27 to 29 of the present invention listed in Table 19 below, and dissolved by high frequency induction dissolution treatment. Thereafter, the melted alloy composition was processed in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce a continuous ribbon having a thickness of 25 ⁇ m, a width of 15 or 30 mm, and a length of about 10 to 30 m. The phase of the alloy composition of these continuous ribbons was identified by the X-ray diffraction method. Their toughness was evaluated by a 180 ° bending test.
  • the alloy compositions of Examples 65 and 66 were heat-treated under heat treatment conditions of 475 ° C. ⁇ 10 minutes.
  • the alloy compositions of Examples 67 to 69 and Comparative Example 27 were heat-treated under a heat treatment condition of 450 ° C. ⁇ 10 minutes, and the alloy composition of Comparative Example 28 was heat-treated under a heat treatment condition of 425 ° C. ⁇ 30 minutes.
  • the saturation magnetic flux density Bs of each heat-treated alloy composition was measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the coercive force Hc of each alloy composition was measured in a magnetic field of 2 kA / m using a direct current BH tracer.
  • the iron loss of each alloy composition was measured under an excitation condition of 50 Hz-1.7 T using an AC BH analyzer. The measurement results are shown in Table 19.
  • the continuous ribbon-shaped Fe-based nanocrystalline alloy obtained by heat-treating the alloy compositions of Examples 65 to 69 has a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more and a coercive force Hc of 20 A / m or less. ing. Further, the Fe-based nanocrystalline alloys of Examples 65 to 69 can be excited even under an excitation condition of 1.7 T, and have a lower iron loss than that of the electromagnetic steel sheet. Therefore, when this is used, a magnetic component with low energy loss can be provided.
  • Examples 70 to 74 and Comparative Examples 30 and 31 The raw materials of Fe, Si, B, P and Cu were weighed so as to have an alloy composition of Fe 84.8 B 10 Si 2 P 2 Cu 1.2 and dissolved by high-frequency induction melting treatment. Thereafter, the melted alloy composition was processed in the atmosphere by a single roll liquid quenching method to produce a plurality of continuous ribbons having a thickness of about 25 ⁇ m, a width of 15 mm, and a length of about 30 m. As a result of phase identification by the X-ray diffraction method, these continuous ribbon-shaped alloy compositions had an amorphous phase as a main phase. Further, these continuous ribbons could be bent tightly without breaking during the 180 ° bending test.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy obtained by heat-treating the above-described alloy composition at a heating rate of 100 ° C./min or more has a saturation magnetic flux density Bs of 1.65 T or more and 20 A / m. It has the following coercive force Hc. Moreover, those Fe-based nanocrystalline alloys can be excited even under an excitation condition of 1.7 T, and have a lower iron loss than that of the electromagnetic steel sheet.
  • Examples 75 to 78 and Comparative Examples 32 and 33 The raw materials of Fe, Si, B, P, and Cu were weighed so as to have an alloy composition of Fe 83.3 B 8 Si 4 P 4 Cu 0.7, and melted by high-frequency induction melting treatment to produce a master alloy.
  • This mother alloy was processed by a single roll liquid quenching method to produce a continuous ribbon having a thickness of about 25 ⁇ m, a width of 15 mm, and a length of about 30 m.
  • This continuous ribbon was heat-treated in an Ar atmosphere at 300 ° C. for 10 minutes.
  • the continuous ribbon after the heat treatment was pulverized to obtain a powder of Example 75.
  • the powder of Example 75 had a particle size of 150 ⁇ m or less.
  • the raw materials of Fe, Si, B, P, and Cu were weighed so as to have an alloy composition of Fe 83.3 B 8 Si 4 P 4 Cu 0.7, and melted by high-frequency induction melting treatment to produce a master alloy.
  • This mother alloy was processed by the water atomization method to obtain a powder of Example 76.
  • the powder of Example 76 had an average particle size of 20 ⁇ m.
  • the powder of Example 76 was subjected to air classification to obtain powders of Example 77 and Example 78.
  • the powder of Example 77 had an average particle size of 10 ⁇ m
  • the powder of Example 78 had an average particle size of 3 ⁇ m.
  • the powder of each Example 76, 77 or 78 and the epoxy resin were mixed so that the epoxy resin would be 4.5% by weight.
  • the mixture was passed through a sieve having a mesh size of 500 ⁇ m to obtain a granulated powder having a particle size of 500 ⁇ m or less.
  • the granulated powder was molded using a mold having an outer diameter of 13 mm and an inner diameter of 8 mm under the condition of a surface pressure of 7,000 kgf / cm 2 to prepare a toroidal shaped molded body having a height of 5 mm.
  • the molded body thus produced was cured in a nitrogen atmosphere at 150 ° C. for 2 hours.
  • the compact and the powder were heat-treated in an Ar atmosphere at 450 ° C. for 10 minutes.
  • the Fe-based amorphous alloy and the Fe—Si—Cr alloy were processed by the water atomization method to obtain powders of Comparative Examples 32 and 33.
  • the powders of Comparative Examples 32 and 33 had an average particle size of 20 ⁇ m. These powders were treated as in Examples 75-78.
  • the amount of heat generated at the first crystallization peak of the obtained powder was measured and compared with that of an amorphous single-phase continuous ribbon.
  • the amorphization ratio (ratio of the contained amorphous phase) was calculated.
  • the saturation magnetic flux density Bs and coercive force Hc of the heat-treated powder were measured in a magnetic field of 800 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VMS).
  • the iron loss of the heat-treated molded body was measured using an AC BH analyzer under excitation conditions of 300 kHz-50 mT. Table 21 shows the measurement results.
  • the alloy compositions of Examples 75 to 78 have nanocrystals having an average particle diameter of 25 nm or less after the heat treatment.
  • the alloy compositions of Examples 75 to 78 have a high saturation magnetic flux density Bs and a low coercive force Hc compared to Comparative Example 32 (Fe-based amorphous) and Comparative Example 33 (Fe—Si—Cr). ing.
  • the dust cores produced using the powders of Examples 75 to 78 also have a high saturation magnetic flux density Bs and a low coercive force Hc as compared with Comparative Example 33 (Fe—Si—Cr). Therefore, when this is used, a small and highly efficient magnetic component can be provided.
  • the alloy composition before heat treatment may be partially crystallized.
  • the amorphization rate is high.

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Abstract

　組成式ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚの合金組成物。パラメータは、次の条件を満たす：７９≦ａ≦８６ａｔ％；５≦ｂ≦１３ａｔ％；０＜ｃ≦８ａｔ％；１≦ｘ≦８ａｔ％；０≦ｙ≦５ａｔ％；０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８。又は、パラメータが次の条件を満たす：８１≦ａ≦８６ａｔ％；６≦ｂ≦１０ａｔ％；２≦ｃ≦８ａｔ％；２≦ｘ≦５ａｔ％；０≦ｙ≦４ａｔ％；０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８

Description

合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
　本発明は、トランスやインダクタ、モータの磁芯などの使用に好適である、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法に関する。
　ナノ結晶合金を得る際にＮｂ等の非磁性金属元素を用いると飽和磁束密度が低下してしまうという問題が生じる。Ｆｅ量を増加させ、Ｎｂ等の非磁性金属元素の量を減らすこととすると、飽和磁束密度を増加させることはできるが、結晶粒は粗大となるという他の問題が生じる。かかる問題をクリアするＦｅ基ナノ結晶合金としては、例えば特許文献１に開示されているものがある。
特開２００７－２７０２７１号公報
　しかしながら、特許文献１のＦｅ基ナノ結晶合金は１４×１０－６といった大きい磁歪を有し、且つ、低い透磁率を有している。また急冷状態で多量に結晶を析出させるため、特許文献１のＦｅ基ナノ結晶合金は靭性に乏しい。
　そこで、本発明は高い飽和磁束密度を有し且つ高い透磁率を有するＦｅ基ナノ結晶合金とそれを製造する方法とを提供することを目的とする。
　本発明の発明者は、鋭意検討の結果、特定の合金組成物を高い飽和磁束密度を有し且つ高い透磁率を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得るための出発原料として用いることができることを見出した。ここで特定の合金組成物は、所定の組成式で表され、主相としてアモルファス相を有しており、且つ、優れた靭性を有している。特定の合金組成物を熱処理すると、ｂｃｃＦｅ相からなるナノ結晶を析出させることができる。このナノ結晶は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪を大幅に低減することができる。この低減された飽和磁歪は、高い飽和磁束密度と高い透磁率をもたらす。このように、特定の合金組成物は、高い飽和磁束密度を有し且つ高い透磁率を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得るための出発原料として有益な材料である。
　本発明の一の側面は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の有益な出発原料として、組成式ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚの合金組成物であって、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０＜ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦８ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である合金組成物を提供する。
　本発明の他の側面は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の有益な出発原料として、組成式ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚの合金組成物であって、８１≦ａ≦８６ａｔ％、６≦ｂ≦１０ａｔ％、２≦ｃ≦８ａｔ％、２≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦４ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である合金組成物を提供する。
　上記いずれかの合金組成物を出発原料として用いて製造されたＦｅ基ナノ結晶合金は、飽和磁歪が低く、更に高い飽和磁束密度を有し且つ高い透磁率を有している。
本発明の実施例と比較例の熱処理温度と保磁力Ｈｃとの関係を示す図である。 比較例の高分解能ＴＥＭ像のコピーである。左は、熱処理前の状態の像を示し、右は、熱処理後の状態の像を示す。 本発明の実施例の高分解能ＴＥＭ像のコピーである。左は、熱処理前の状態の像を示し、右は、熱処理後の状態の像を示す。 本発明の実施例のＤＳＣプロファイルと比較例のＤＳＣプロファイルを示す図である。
　本発明の実施の形態による合金組成物は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の出発原料として好適であり、組成式ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚのものである。ここで、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０＜ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦８ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８。ｂ、ｃ、ｘについて次の条件を満たすことが好ましい：６≦ｂ≦１０；２≦ｃ≦８；及び２≦ｘ≦５。ｙ、ｚ、ｚ／ｘについて次の条件を満たすことが好ましい：０≦ｙ≦３ａｔ％；０．４≦ｚ≦１．１ａｔ％；及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．５５。なお、Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換しても良い。
　上記合金組成物において、Ｆｅ元素は主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より少ないと、望ましい飽和磁束密度が得られない。Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になり、結晶粒径がばらついたり、粗大化したりする。即ち、Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、均質なナノ結晶組織が得られず、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Ｆｅの割合は、７９ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であるのが望ましい。特に１．７Ｔ以上の飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅの割合が８１ａｔ％以上であることが好ましい。
　上記合金組成物において、Ｂ元素はアモルファス相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が５ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。Ｂの割合が１３ａｔ％より多いと、ΔＴが減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができず、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Ｂの割合は、５ａｔ％以上、１３ａｔ％以下であることが望ましい。特に量産化のため合金組成物が低い融点を有する必要がある場合、Ｂの割合が１０ａｔ％以下であることが好ましい。
　上記合金組成物において、Ｓｉ元素はアモルファス形成を担う必須元素であり、ナノ結晶化にあたってはナノ結晶の安定化に寄与する。Ｓｉを含まないと、アモルファス相形成能が低下し、更に均質なナノ結晶組織が得られず、その結果、軟磁気特性が劣化する。Ｓｉの割合が８ａｔ％よりも多いと、飽和磁束密度とアモルファス相形成能が低下し、更に軟磁気特性が劣化する。従って、Ｓｉの割合は、８ａｔ％以下（０を含まない）であることが望ましい。特にＳｉの割合が２ａｔ％以上であると、アモルファス相形成能が改善され連続薄帯を安定して作製でき、また、ΔＴが増加することで均質なナノ結晶を得ることができる。
　上記合金組成物において、Ｐ元素はアモルファス形成を担う必須元素である。本実施の形態においては、Ｂ元素、Ｓｉ元素及びＰ元素の組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、アモルファス相形成能やナノ結晶の安定性を高めることとしている。Ｐの割合が１ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。Ｐの割合が８ａｔ％より多いと、飽和磁束密度が低下し軟磁気特性が劣化する。従って、Ｐの割合は、１ａｔ％以上、８ａｔ％以下であることが望ましい。特にＰの割合が２ａｔ％以上、５ａｔ％以下であると、アモルファス相形成能が向上し、連続薄帯を安定して作製することができる。
　上記合金組成物において、Ｃ元素はアモルファス形成を担う元素である。本実施の形態においては、Ｂ元素、Ｓｉ元素、Ｐ元素、Ｃ元素の組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、アモルファス相形成能やナノ結晶の安定性を高めることとしている。また、Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の半金属量が低減され、総材料コストが低減される。但し、Ｃの割合が５ａｔ％を超えると、合金組成物が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Ｃの割合は、５ａｔ％以下が望ましい。特にＣの割合が３ａｔ％以下であると、溶解時におけるＣの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えることができる。
　上記合金組成物において、Ｃｕ元素はナノ結晶化に寄与する必須元素である。ここで、Ｓｉ元素、Ｂ元素及びＰ元素とＣｕ元素との組み合わせ又はＳｉ元素、Ｂ元素、Ｐ元素及びＣ元素とＣｕ元素との組み合わせがナノ結晶化に寄与することは、本発明前には知られていなかった点に着目すべきである。また、Ｃｕ元素は基本的に高価であり、Ｆｅの割合が８１ａｔ％以上である場合には、合金組成物の脆化や酸化を生じさせやすい点に注意すべきである。なお、Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より少ないと、ナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が１．４ａｔ％より多いと、アモルファス相からなる前駆体が不均質になり、そのためＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際に均質なナノ結晶組織が得られず、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｃｕの割合は、０．４ａｔ％以上、１．４ａｔ％以下であることが望ましく、特に合金組成物の脆化及び酸化を考慮すると、Ｃｕの割合は１．１ａｔ％以下であることが好ましい。
　Ｐ原子とＣｕ原子との間には強い引力がある。従って、合金組成物が特定の比率のＰ元素とＣｕ元素とを含んでいると、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、このナノサイズのクラスターによってＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際にｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は平均粒径が２５ｎｍ以下であるｂｃｃＦｅ結晶を含んでいる。本実施の形態において、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）との特定の比率（ｚ／ｘ）は、０．０８以上、０．８以下である。この範囲以外では、均質なナノ結晶組織が得られず、従って合金組成物は優れた軟磁気特性を有せない。なお、特定の比率（ｚ／ｘ）は、合金組成物の脆化及び酸化を考慮すると、０．０８以上０．５５以下であることが好ましい。
　本実施の形態における合金組成物は、様々な形状を有することができる。例えば、合金組成物は、連続薄帯形状を有していてもよいし、粉末形状を有していてよい。連続薄帯形状の合金組成物は、Ｆｅ基アモルファス薄帯などの製造に使用されている単ロール製造装置や双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成することができる。粉末形状の合金組成物は水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって作製してもよいし、薄帯の合金組成物を粉砕することで作製してもよい。
　特に、高い靭性への要求を考慮すると、連続薄帯形状の合金組成物は熱処理前の状態において１８０°曲げ試験の際に密着曲げ可能であることが好ましい。ここで、１８０°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が１８０°であり内側半径が零となるように試料を曲げるものである。即ち、１８０°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされる（○）か破断される（×）。後述する評価においては、長さ３ｃｍの薄帯試料をその中心において折り曲げて密着曲げできたか（○）破断したか（×）をチェックした。
　本実施の形態による合金組成物を成形して、巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などの磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を提供することができる。
　本実施の形態による合金組成物は主相としてアモルファス相を有している。従って、本実施の形態による合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理すると、２回以上結晶化される。最初に結晶化が開始した温度を第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）とし、２回目の結晶化が開始した温度を第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）とする。また、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の間の温度差をΔＴ＝Ｔｘ２－Ｔｘ１とする。単に「結晶化開始温度」といった場合、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）を意味する。なお、これら結晶化温度は、例えば、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用い、４０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。
　本実施の形態による合金組成物を毎分１００℃以上の昇温速度で且つ結晶化開始温度（即ち、第１結晶化開始温度）以上で熱処理をすると、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。Ｆｅ基ナノ結晶合金形成の際に均質なナノ結晶組織を得るためには、合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差ΔＴが１００℃以上２００℃以下であることが好ましい。
　このようにして得られた本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は、１０，０００以上の高い透磁率と１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有する。特に、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）並びに特定の比率（ｚ／ｘ）や熱処理条件を選択することにより、ナノ結晶の量を制御して飽和磁歪を低減することができる。軟磁気特性の劣化を避けるため、飽和磁歪は１０×１０－６以下であることが望ましく、更に、２０，０００以上の高透磁率を得るため、飽和磁歪は５×１０－６以下であることが好ましい。
　本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を用いて磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を構成することができる。
　以下、本発明の実施の形態について、複数の複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。
　（実施例１～４６及び比較例１～２２）
　原料を下記の表１～７に掲げられた本発明の実施例１～４６及び比較例１～２２の合金組成となるように秤量し、アーク溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５～１５ｍの連続薄帯を作製した。これらの連続薄帯の合金組成物の相の同定はＸ線回折法にて行った。それらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、表８～１４記載の熱処理条件の下で、実施例１～４６及び比較例１～２２の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の透磁率μはインピーダンスアナライザーを用い０．４Ａ／ｍ且つ１ｋＨｚの条件下で測定した。測定結果を表１～１４に示す。
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　表１～７から理解されるように、実施例１～４６の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであった。
　また、表８～１４から理解されるように、熱処理後の実施例１～４６の合金組成物はナノ結晶化し、そこに含まれるｂｃｃＦｅ相の平均粒径は２５ｎｍ以下であった。一方、熱処理後の比較例１～２２の合金組成物は、結晶粒のサイズにバラツキが生じているか、若しくは、ナノ結晶化していなかった（表８～１４において、ナノ結晶化しなかった合金は×で示す）。同様の結果は、図１からも理解される。図１において、比較例７、比較例１４及び比較例１５のグラフは処理温度が高くなるに連れて保磁力Ｈｃが大きくなっていることを示している。一方、実施例５及び実施例６のグラフには、処理温度の上昇に従って保磁力Ｈｃが減少することを示すカーブが含まれている。この保磁力Ｈｃの減少は、ナノ結晶化により生じている。
　図２を参照すると、比較例７の熱処理前の合金組成物は、１０ｎｍを超える粒径の初期微結晶を有しており、従って、その合金組成物の薄帯は１８０°曲げ試験時に密着曲げできずに破損する。図３を参照すると、実施例５の熱処理前の合金組成物は、１０ｎｍ以下の粒径の初期微結晶を有しており、従って、その合金組成物の薄帯は１８０°曲げ試験時に密着曲げできる。加えて、図３に示されるように、実施例５の熱処理後の合金組成物（即ち、Ｆｅ基ナノ結晶合金）は平均粒径が２５ｎｍより小さい１５ｎｍであるの均質なＦｅ基ナノ結晶を有しており、それが図１の優れた保磁力Ｈｃをもたらしている。他の実施例１～４，６～４６も実施例５と同様であり、熱処理前の各合金組成物は１０ｎｍ以下の粒径の初期微結晶を有しており、熱処理後の各合金組成物（Ｆｅ基ナノ結晶合金）は平均粒径が２５ｎｍ以下である均質なＦｅ基ナノ結晶を有している。それ故、実施例１～４６の熱処理後の各合金組成物（Ｆｅ基ナノ結晶合金）は、良好な保磁力Ｈｃを有することができる。
　表１～７から理解されるように、実施例１～４６の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴ（＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）は１００℃以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の間になるような条件で熱処理すると、表１～１４に示されるように良好な軟磁気特性（保磁力Ｈｃ、透磁率μ）を得ることができる。図４もまた、実施例５，６，２０，４４の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴが１００℃以上であることを示している。一方、図４のＤＳＣ曲線は、比較例７及び比較例１９の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴが狭いことを示している。狭い結晶化開始温度差ΔＴのため、比較例７及び比較例１９の熱処理後の合金組成物の軟磁気特性は悪い。図４において、比較例２２の合金組成物は、一見すると、広い結晶化開始温度差ΔＴを有している。しかしながら、この広い結晶化開始温度差ΔＴは表７に示すように主相が結晶相であるためであり、そのため比較例２２の熱処理後の合金組成物の軟磁気特性は悪い。
　表８及び９に掲げられた実施例１～１０及び比較例９、１０の合金組成物はＦｅ量を７８から８７ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表９に掲げられた実施例１～１０の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、及び２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、７９～８６ａｔ％の範囲がＦｅ量の条件範囲となる。Ｆｅ量が８１ａｔ％以上であると、１．７Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓを得ることができる。従って、トランスやモータ等の高い飽和磁束密度Ｂｓが必要である用途の場合、Ｆｅ量は８１ａｔ％以上であることが好ましい。一方、比較例９のＦｅ量は７８ａｔ％である。比較例９の合金組成物は、表２に示されるように主相がアモルファス相である。しかしながら、表９に示されるように、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例１～１０の特性の範囲外にある。比較例１０のＦｅ量は８７ａｔ％である。この比較例１０の合金組成物では、連続薄帯を製造することができない。また、比較例１０の合金組成物は、表２に示されるように、主相が結晶相となっている。
　表１０に掲げられた実施例１１～１７及び比較例１１、１２の合金組成物はＢ量を４から１４ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１０に掲げられた実施例１１～１７の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、５～１３ａｔ％の範囲がＢ量の条件範囲となる。特に、Ｂ量が１０ａｔ％以下であると、合金組成物が１２０℃以上の広い結晶化開始温度差ΔＴを有し、且つ、合金組成物の溶け終り温度がＦｅアモルファスより低くなるので、好ましい。比較例１１のＢ量は４ａｔ％であり、比較例１２のＢ量は１４ａｔ％である。比較例１１及び比較例１２の合金側生物は、表１０に示されるように、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例１１～１７の特性の範囲外にある。
　表１１に掲げられた実施例１８～２５及び比較例１３の合金組成物はＳｉ量を０．１から１０ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１１に掲げられた実施例１８～２５の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０～８ａｔ％（０を含まず）の範囲がＳｉ量の条件範囲となる。比較例１３のＳｉ量は１０ａｔ％である。比較例１３の合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓは低く、また、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例１８～２５の特性の範囲外にある。
　表１２に掲げられた実施例２６～３３及び比較例１４～１７にかかる合金組成物はＰ量が０から１０ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１２に掲げられた実施例２６～３３の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、１～８ａｔ％の範囲がＰ量の条件範囲となる。特にＰ量においては５ａｔ％以下であると、合金組成物が１２０℃以上の広い結晶化開始温度差ΔＴを有し、且つ、１．７Ｔを超える飽和磁束密度Ｂｓを有するので、好ましい。比較例１４～１６のＰ量は０ａｔ％である。比較例１４～１６の合金組成物は、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例２６～３３の特性の範囲外にある。比較例１７のＰ量は１０ａｔ％である。比較例１７の合金組成物もまた、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例２６～３３の特性の範囲外にある。
　表１３に掲げられた実施例３４～３９及び比較例１８にかかる合金組成物はＣ量を０から６ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１３に掲げられた実施例３４～３９の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０～５ａｔ％の範囲がＣ量の条件範囲となる。ここで、Ｃ量が４ａｔ％以上であると、実施例３８、３９のように連続薄帯の厚みが３０μｍを越えることとなり、１８０度曲げ試験時に密着曲げが困難になる。従って、Ｃ量は３ａｔ％以下であることが好ましい。比較例１８のＣ量は６ａｔ％である。比較例１８の合金組成物は、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例３４～３９の特性の範囲外にある。
　表１４に掲げられた実施例４０～４６及び比較例１９～２２にかかる合金組成物はＣｕ量を０から１．５ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１４に示した実施例４０～４６の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０．４～１．４ａｔ％がＣｕ量の条件範囲となる。比較例１９のＣｕ量は０ａｔ％であり、比較例２０のＣｕ量が０．３ａｔ％である。比較例１９及び比較例２０の合金組成物は、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例４０－４６の特性の範囲外にある。比較例２１及び比較例２２のＣｕ量は１．５ａｔ％である。比較例２１及び比較例２２の合金組成物もまた、熱処理後の結晶粒が粗大化してしまっており、透磁率μ及び保磁力Ｈｃの双方が上述した実施例４０－４６の特性の範囲外にある。加えて、比較例２２、２３の合金組成物は、表７に示されるように、主相がアモルファス相ではなく結晶相である。
　実施例１、実施例２、実施例５、実施例６及び実施例４４の合金組成物を熱処理して得られるＦｅ基ナノ結晶合金について、飽和磁歪を歪みゲージ法を用いて測定した。その結果、実施例１、実施例２、実施例５、実施例６及び実施例４４のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は、夫々、８．２×１０－６、５．３×１０－５、３．８×１０－６、３．１×１０－６及び２．３×１０－６であった。一方、Ｆｅアモルファスの飽和磁歪は２７×１０－６であり、特開２００７－２７０２７１（特許文献１）のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は１４×１０－６である。これらと比較しても、実施例１、実施例２、実施例５、実施例６及び実施例４４のＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪は、非常に小さく、そのため、実施例１、実施例２、実施例５、実施例６及び実施例４４のＦｅ基ナノ結晶合金は、高い透磁率、低い保磁力及び低い鉄損を有している。このように、低減された飽和磁歪は軟磁気特性を改善し、騒音や振動の抑制に寄与する。従って、飽和磁歪は１０×１０－６以下であることが望ましい。特に、２０，０００以上の透磁率を得るためには、飽和磁歪は５×１０－６以下であることが好ましい。
　（実施例４７～５５及び比較例２３～２５）
　原料を下記の表１５に掲げられた本発明の実施例４７～５５及び比較例２３～２５の合金組成となるように秤量し、高周波誘導溶解処理により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約２０及び約３０μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。これらの連続薄帯の合金組成物の相の同定はＸ線回折法にて行った。それらの靭性は、１８０°曲げ試験により評価した。厚さ約２０μｍの連続薄帯に関して、第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、実施例４７～５５及び比較例２３～２５に関し、厚さ約２０μｍの合金組成物を表１６記載の熱処理条件の下で熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。測定結果を表１５及び表１６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　表１５から理解されるように、実施例４７～５５の合金組成物からなる厚み約２０μｍの連続薄帯は、すべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであり、且つ、１８０°曲げ試験の際に密着曲げ可能なものであった。
　表１６に掲げられた実施例４７～５５及び比較例２３，２４の合金組成物は特定の比率ｚ／ｘを０．０６から１．２まで変化させた場合に相当する。表１６に掲げられた実施例４７～５５の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０．０８～０．８の範囲が特定の比率ｚ／ｘの条件範囲となる。実施例５２～５４から理解されるように、特定の比率ｚ／ｘが０．５５より大きいと、厚み約３０μｍの薄帯は脆化し、１８０°曲げ試験により薄帯が一部破損（△）又は全破損（×）する。従って、特定の範囲ｚ／ｘは０．５５以下であることが好ましい。同様に、Ｃｕ量が１．１ａｔ％を超えると薄帯は脆化するため、Ｃｕ量は１．１ａｔ％以下であることが好ましい。
　表１６に掲げられた実施例４７～５５及び比較例２３の合金組成物はＳｉ量を０から４ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１６に掲げられた実施例４７～５５の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、前述の通り、０ａｔ％より大きい範囲がＳｉ量の条件範囲であることが理解される。実施例４９～５３から理解されるように、Ｓｉ量が２ａｔ％より少なくなると結晶化すると共に脆化し、肉厚の連続薄帯を形成することが困難になる。従って、靭性を考慮すると、Ｓｉ量は２ａｔ％以上であることが好ましい。
　表１６に掲げられた実施例４７～５５及び比較例２３～２５の合金組成物はＰ量を０から４ａｔ％まで変化させた場合に相当する。表１６に掲げられた実施例４７～５５の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、前述の通り、１ａｔ％より大きい範囲がＰ量の条件範囲であることが理解される。実施例５２～５５から理解されるように、Ｐ量が２ａｔ％より少なくなると結晶化すると共に脆化し、肉厚の連続薄帯を形成することが困難になる。従って、靭性を考慮すると、Ｐ量は２ａｔ％以上であることが好ましい。
　　（実施例５６～６４及び比較例２６）
　原料を下記の表１７に掲げられた本発明の実施例５６～６４及び比較例２６の合金組成となるように秤量し、アーク溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５～１５ｍの連続薄帯を作製した。これらの連続薄帯の合金組成物の相の同定はＸ線回折法にて行った。それらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、表１８記載の熱処理条件の下で、実施例５６～６４及び比較例２６の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の透磁率μはインピーダンスアナライザーを用い０．４Ａ／ｍ且つ１ｋＨｚの条件下で測定した。測定結果を表１７及び表１８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　表１７から理解されるように、実施例５６～６４の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであった。
　表１８に掲げられた実施例５６～６４及び比較例２６の合金組成物はＦｅ量の一部をＮｂ元素、Ｃｒ元素、Ｃｏ元素で置換した場合に相当する。表１８に掲げられた実施例５６～６４の合金組成物は１０，０００以上の透磁率μ、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ、２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。従って、０～３ａｔ％の範囲がＦｅ量の置換可能範囲となる。比較例２６のＦｅ置換量は４ａｔ％である。比較例２６の合金側生物は、飽和磁束密度Ｂｓが低く、上述した実施例５６～６４の特性の範囲外にある。
　（実施例６５～６９及び比較例２７～２９）
　原料を下記の表１９に掲げられた本発明の実施例６５～６９及び比較例２７～２９の合金組成となるように秤量し、高周波誘導溶解処理により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅１５又は３０ｍｍ、長さ約１０～３０ｍの連続薄帯を作製した。これらの連続薄帯の合金組成物の相の同定はＸ線回折法にて行った。それらの靭性は、１８０°曲げ試験により評価した。更に、実施例６５及び６６の合金組成物を４７５℃×１０分の熱処理条件にて熱処理した。同様に、実施例６７～６９及び比較例２７の合金組成物を４５０℃×１０分の熱処理条件にて熱処理し、比較例２８の合金組成物を４２５℃×３０分の熱処理条件にて熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の鉄損は交流ＢＨアナライザーを用いて５０Ｈｚ－１．７Ｔの励磁条件で測定した。測定結果を表１９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
　表１９から理解されるように、実施例６５～６９の合金組成物は、すべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであり、且つ、１８０°曲げ試験の際に密着曲げ可能なものであった。
　更に、実施例６５～６９の合金組成物を熱処理して得られる連続薄帯形状のＦｅ基ナノ結晶合金は、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ及び２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。また、実施例６５～６９のＦｅ基ナノ結晶合金は、１．７Ｔの励磁条件でも励磁可能であり、且つ、電磁鋼板よりも低い鉄損を有している。従って、これを用いると、エネルギー損失の低い磁性部品を提供することができる。
　（実施例７０～７４及び比較例３０、３１）
　Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃｕの原料を合金組成Ｆｅ８４．８Ｂ１０Ｓｉ２Ｐ２Ｃｕ１．２となるように秤量し、高周波誘導溶解処理により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約２５μｍ、幅１５ｍｍ、長さ約３０ｍの連続薄帯を複数作製した。Ｘ線回折法による相同定の結果、これらの連続薄帯の合金組成物は主相としてアモルファス相を有していた。また、これらの連続薄帯は、１８０°曲げ試験時に破断することなく密着曲げ可能であった。その後、保持部を４５０℃×１０分とし且つ昇温速度を６０～１２００℃／分の熱処理条件にて、これらの合金組成物を熱処理して、実施例７０～７４及び比較例３０の試料合金を得た。また、方向性電磁鋼板を比較例３１として用意した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の鉄損は交流ＢＨアナライザーを用いて５０Ｈｚ－１．７Ｔの励磁条件で測定した。測定結果を表２０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　表２０から理解されるように、上述した合金組成物を１００℃／分以上の昇温速度で熱処理して得られるＦｅ基ナノ結晶合金は、１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓ及び２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃを有している。また、それらのＦｅ基ナノ結晶合金は、１．７Ｔの励磁条件でも励磁可能であり、且つ、電磁鋼板よりも低い鉄損を有している。
　（実施例７５～７８及び比較例３２、３３）
　Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃｕの原料を合金組成Ｆｅ８３．３Ｂ８Ｓｉ４Ｐ４Ｃｕ０．７となるように秤量し、高周波誘導溶解処理により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約２５μｍ、幅１５ｍｍ、長さ約３０ｍの連続薄帯を作製した。この連続薄帯をＡｒ雰囲気中で３００℃×１０分の条件にて熱処理した。熱処理後の連続薄帯を粉砕して、実施例７５の粉末を得た。実施例７５の粉末は１５０μｍ以下の粒径を有していた。これら粉末とエポキシ樹脂をエポキシ樹脂が４．５重量％となるように混合した。混合物をメッシュサイズ５００μｍのふるいにかけ、粒径が５００μｍ以下の造粒粉末を得た。次いで、外径１３ｍｍ内径８ｍｍの金型を用いて面圧７，０００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件下で造粒粉末を成形し、高さ５ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。このようにして作製された成形体を窒素雰囲気中で１５０℃×２時間の条件にて硬化処理した。更に、成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で４５０℃×１０分の条件にて熱処理した。
　Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃｕの原料を合金組成Ｆｅ８３．３Ｂ８Ｓｉ４Ｐ４Ｃｕ０．７となるように秤量し、高周波誘導溶解処理により溶解して母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、実施例７６の粉末を得た。実施例７６の粉末は２０μｍの平均粒径を有していた。更に、実施例７６の粉末を風力分級して、実施例７７及び実施例７８の粉末を得た。実施例７７の粉末は１０μｍの平均粒径を有しており、実施例７８の粉末は３μｍの平均粒径を有していた。各実施例７６，７７又は７８の粉末とエポキシ樹脂をエポキシ樹脂が４．５重量％となるように混合した。混合物をメッシュサイズ５００μｍのふるいにかけ、粒径が５００μｍ以下の造粒粉末を得た。次いで、外径１３ｍｍ内径８ｍｍの金型を用いて面圧７，０００ｋｇｆ／ｃｍ２の条件下で造粒粉末を成形し、高さ５ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。このようにして作製された成形体を窒素雰囲気中で１５０℃×２時間の条件にて硬化処理した。更に、成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で４５０℃×１０分の条件にて熱処理した。
　Ｆｅ基アモルファス合金及びＦｅ－Ｓｉ－Ｃｒ合金を水アトマイズ法にて処理し、比較例３２及び３３の粉末を得た。比較例３２及び３３の粉末は２０μｍの平均粒径を有していた。これらの粉末を実施例７５～７８と同様に処理した。
　示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて、得られた粉末の第一結晶化ピーク時の発熱量を測定し、アモルファス単相の連続薄帯のものと比較することで、得られた粉末のアモルファス化率（含まれるアモルファス相の割合）を算出した。熱処理された粉末の飽和磁束密度Ｂｓ及び保磁力Ｈｃは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。熱処理された成形体の鉄損は交流ＢＨアナライザーを用いて３００ｋＨｚ－５０ｍＴの励磁条件で測定した。測定結果を表２１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
　表２１から理解されるように、実施例７５～７８の合金組成物は、熱処理後において、２５ｎｍ以下の平均粒径のナノ結晶を有している。また、実施例７５～７８の合金組成物は、比較例３２（Ｆｅ基アモルファス）や比較例３３（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃｒ）と比較して、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い保磁力Ｈｃを有している。実施例７５～７８の粉末を用いて作製された圧粉磁芯も、比較例３３（Ｆｅ－Ｓｉ－Ｃｒ）と比較して、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い保磁力Ｈｃを有している。従って、これを用いると、小型且つ高効率の磁性部品を提供することができる。
　熱処理後のナノ結晶が平均粒径２５ｎｍ以下である限り、熱処理前の合金組成物が部分的に結晶化していても良い。但し、実施例７６～７８から理解されるように、低保持力及び低鉄損を得るためには、アモルファス化率が高い方が好ましい。

Claims (15)

  1. 　組成式ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚの合金組成物であって、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０＜ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦８ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である合金組成物。
  2. 　組成式ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚの合金組成物であって、８１≦ａ≦８６ａｔ％、６≦ｂ≦１０ａｔ％、２≦ｃ≦８ａｔ％、２≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦４ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である合金組成物。
  3. 　請求項１又は請求項２記載の合金組成物であって、０≦ｙ≦３ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．１ａｔ％及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．５５である合金組成物。
  4. 　請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ，Ｎ，Ｏ及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなる合金組成物。
  5. 　請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の合金組成物であって、連続薄帯形状を有する合金組成物。
  6. 　請求項５記載の合金組成物であって、１８０度曲げ試験時において密着曲げ可能である合金組成物。
  7. 　請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の合金組成物であって、粉末形状を有する合金組成物。
  8. 　請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の合金組成物であって、差（ΔＴ＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）が１００℃～２００℃である第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）を有する合金組成物。
  9. 　請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の合金組成物であって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が０．３～１０ｎｍであるナノヘテロ構造を有する合金組成物。
  10. 　請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の合金組成物を用いて構成された磁性部品。
  11. 　請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、昇温速度が毎分１００℃以上であり且つ処理温度が当該合金組成物の結晶化開始温度以上であるという条件の下で前記合金組成物を熱処理するステップを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法。
  12. 　請求項１１記載の方法により製造された１０，０００以上の透磁率と１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
  13. 　請求項１２記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が１０～２５ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶合金。
  14. 　請求項１２又は請求項１３記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１０×１０－６以下の飽和磁歪を有するＦｅ基ナノ結晶合金。
  15. 　請求項１２乃至請求項１４のいずれかに記載のＦｅ基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品。
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