WO2017154561A1

WO2017154561A1 - Ｆｅ基合金組成物、軟磁性材料、磁性部材、電気・電子関連部品および機器

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Publication number: WO2017154561A1
Application number: PCT/JP2017/006428
Authority: WO
Inventors: 寿人小柴; 水嶋　隆夫; 貴郁日比野; 輝夫尾藤
Original assignee: アルプス電気株式会社; 公立大学法人秋田県立大学
Priority date: 2016-03-07
Filing date: 2017-02-21
Publication date: 2017-09-14
Also published as: CN108603272B; CN108603272A; JPWO2017154561A1; JP6548059B2; KR102231316B1; US20180322991A1; KR20180093033A; US10950374B2

Abstract

Ｐを含有せずガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス軟磁性材料を形成可能なＦｅ基合金組成物として、組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、ＴはＮｉなどの任意添加元素であって、ＭはＣｒなどの任意添加元素であって、下記の条件を満たすことを特徴とするＦｅ基合金組成物が提供される。　０≦ａ≦０．３　１１．０原子％≦ｂ≦１８．２０原子％、　６．００原子％≦ｃ≦１７原子％、　０原子％≦ｄ≦１０原子％、かつ　０原子％≦ｘ≦４原子％

Description

Ｆｅ基合金組成物、軟磁性材料、磁性部材、電気・電子関連部品および機器

　本発明は、Ｆｅ基合金組成物に関し、詳しくは、軟磁性材料として用いられるＦｅ基合金組成物に関する。また、本発明は、上記のＦｅ基合金組成物からなる軟磁性材料、当該軟磁性材料を含む磁性部材、上記の磁性部材を備える電気・電子関連部品、当該電気・電子関連部品を備える機器に関する。

　優れた磁気特性を有する軟磁性材料として、アモルファス相を含有する軟磁性材料（本明細書において、「アモルファス軟磁性材料」ともいう。）が注目されている。

　そのようなアモルファス軟磁性材料の一つに、Ｆｅ基合金組成物を用いて形成される水アトマイズ法により形成された略球状粉末であり、該粉末は、Ｆｅを主成分とし、Ｐ、Ｃ、Ｂを少なくとも含み、ΔＴ_ｘ＝Ｔ_ｘ－Ｔ_ｇ（ただしＴ_ｘは結晶化開始温度、Ｔ_ｇはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却液体の温度間隔（過冷却液体領域）ΔＴ_ｘが２０Ｋ以上の非晶質相からなることを特徴とする非晶質軟磁性合金粉末が挙げられる（特許文献１）。

特開２００４－１５６１３４号公報

　特許文献１に記載される非晶質軟磁性合金粉末（アモルファス軟磁性材料）は、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するため、当該粉末を加工（成形加工が具体例として挙げられる。）して得られる磁性部材（圧粉コアが具体例として挙げられる。）から加工の際の歪を除去するアニール処理（具体的には所定時間加熱することにより行われる。）が容易となる。このため、特許文献１に記載される非晶質軟磁性合金粉末のようなガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス磁性材料を含有する磁性部材を備える電気・電子関連部品（インダクタが具体例として挙げられる。）は、磁気特性に優れるものが得られやすい。特に、過冷却液体領域ΔＴ_ｘの温度域が広い場合には、アニール処理に許容される温度域や加熱時間の幅が広くなり、アニール処理をより安定的に実施することができる。

　ここで、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス軟磁性材料を得るために用いられるアモルファス化元素のうち、Ｆｅ以外の遷移金属を含まない合金においては、半金属元素としてはＰを含有させることが実質的に必須であった。Ｐは優れたアモルファス化元素であるが、得られたアモルファス軟磁性材料の磁気特性、特に飽和磁化Ｊｓ（単位：Ｔ）を高めることについて阻害要因となる場合があった。また、Ｆｅ基合金組成物からなるアモルファス軟磁性材料（本明細書において「Ｆｅ基アモルファス軟磁性材料」ともいう。）は、所定の組成を有するＦｅ基合金組成物の溶湯を急冷することにより得られるところ、その溶湯中にＰが含まれている場合には、溶湯内のＰが蒸発しやすく、アモルファス軟磁性材料の製造過程でＦｅ基合金組成物の組成を安定化させることが困難となる場合や、溶湯から蒸発したＰが溶湯周辺の製造装置に付着して他の鋼種へのコンタミネーションを生じる、または、これを防止するための清掃に時間を要し、作業性を低下させる場合があった。

　本発明は、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料を形成可能であって、実質的にＰを含有しないＦｅ基合金組成物を提供することを目的とする。本発明は、実質的にＰを含有せずガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料を提供することも目的とする。さらに、本発明は、上記のガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料を含む磁性部材、上記の磁性部材を備える電気・電子関連部品、および当該電気・電子関連部品を備える機器を提供することも目的とする。

　上記課題を解決すべく本発明者らが検討した結果、従来はガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料を得るためには、非金属元素のアモルファス化元素としてＰを含有させることが必要であるとの常識であったが、アモルファス化元素としてＢおよびＣならびに必要に応じＳｉを含有し、実質的にＰを含有しないＦｅ基合金組成物であってもガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス軟磁性材料を形成可能であるとの新たな知見を得た。

　かかる知見に基づき完成された本発明は、一態様において、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有する軟磁性材料を形成可能なＦｅ基合金組成物であって、組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、Ｔは任意添加元素であってＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種であり、Ｍは任意添加元素であって、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなり、下記の条件を満たすことを特徴とするＦｅ基合金組成物である。
　　０≦ａ≦０．３
　　１１．０原子％≦ｂ≦１８．２０原子％、
　　６．００原子％≦ｃ≦１７原子％、
　　０原子％≦ｄ≦１０原子％、かつ
　　０原子％≦ｘ≦４原子％
　このような組成を有するＦｅ基合金組成物は、Ｐが実質的に添加されていないにもかかわらず、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有する軟磁性材料を形成可能である。

　前記組成式において、Ｒ＝（ｂ＋ｃ）／［（１－ａ）×｛１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）｝］としたときに、０．２５≦Ｒ≦０．４２９であることが好ましい場合がある。

　前記組成式において、１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）が、６７．２０原子％以上８０．００原子％以下であることが好ましい場合がある。

　前記組成式において、ｂが１１．５２原子％以上１８．１４原子％以下であることが好ましい場合がある。

　前記組成式において、ｃが６．００原子％以上１６．３２原子％以下であることが好ましい場合がある。

　前記組成式において、ｄが０原子％超１０原子％以下であることが好ましい場合がある。

　前記組成式において、ＭがＣｒを含むことが好ましい場合がある。特に、Ｆｅ基合金組成物から軟磁性材料を形成する方法が水アトマイズ法など水を用いる場合には、得られた軟磁性材料の耐食性を高める観点から、Ｃｒを添加することが好ましい。ＭがＣｒを含む場合において、Ｃｒ添加量が０原子％以上４原子％以下であることが好ましい場合があり、Ｃｒ添加量が０原子％以上３原子％以下であることがより好ましい場合がある。

　本発明は、他の一態様において、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有する軟磁性材料を形成可能なＦｅ基合金組成物であって、組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、下記の条件を満たすＦｅ基合金組成物である。ここで、Ｔは任意添加元素であってＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種であり、Ｍは任意添加元素であって、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなる。
　　０≦ａ≦０．３
　　１１．０原子％≦ｂ≦２０．０原子％、
　　１．５原子％≦ｃ＜６原子％、
　　０原子％＜ｄ≦１０原子％、
　　０原子％≦ｘ≦４原子％、かつ
　　０．２５≦Ｒ≦０．３２
　ここで、Ｒ＝（ｂ＋ｃ）／［（１－ａ）×｛１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）｝］である。

　かかるＦｅ基合金組成物は、Ｐが添加されておらず、Ｃの添加量ｃが６．００原子％未満であっても、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有する軟磁性材料を形成可能である。

　前記組成式において、ｂが１５．０原子％以上１９．０原子％以下であることが好ましい場合がある。

　Ｒが０．２５以上０．３０以下であることが好ましい場合がある。

　本発明は、別の一態様において、上記のＦｅ基合金組成物の組成を有し、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有することを特徴とする軟磁性材料である。

　上記の軟磁性材料は、帯型の形状を有していてもよいし、ワイヤー状や粉体の形状を有していてもよい。

　前記軟磁性材料の結晶化開始温度Ｔ_ｘと前記ガラス遷移温度Ｔ_ｇとの温度差（Ｔ_ｘ－Ｔ_ｇ）により定義される過冷却液体領域ΔＴ_ｘが広いほど、アモルファス形成能が高いと期待される。過冷却液体領域ΔＴ_ｘは、２５℃以上であることが好ましい場合があり、４０℃以上であることがより好ましい場合がある。

　上記の軟磁性材料を含む磁性部材の動作保障温度を高めることが容易となる観点から、キュリー温度Ｔ_ｃが３４０℃以上であることが好ましい場合がある。

　上記の軟磁性材料について、結晶化開始温度Ｔ_ｘを超える温度まで加熱して結晶化させて軟磁性材料を得て、得られた軟磁性材料についてＸ線回折測定したときに、α－Ｆｅに帰属されるピークに加えて、Ｆｅ_３Ｂと帰属されるピークおよびＦｅ_３（Ｂ_ｙＣ_１－ｙ）（ｙは０以上１未満）と帰属されるピークの少なくとも一方を有するＸ線回折スペクトルが得られることが好ましい場合がある。

　本発明は、また別の一態様において、上記の軟磁性材料を含むことを特徴とする磁性部材である。この磁性部材は、磁性コアであってもよいし、磁性シートであってもよい。

　本発明は、さらまた別の一態様において、上記の磁性部材を備える電気・電子関連部品である。

　本発明は、さらまた別の一態様において、上記の電気・電子関連部品を備える機器である。

　本発明によれば、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス軟磁性材料（アモルファス相を含有する軟磁性材料）を形成可能であって、実質的にＰを含有しないＦｅ基合金組成物が提供される。また、本発明によれば、実質的にＰを含有せずガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料も提供される。さらに、本発明によれば、上記の実質的にＰを含有せずガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料を含む磁性部材、上記の磁性部材を備える電気・電子関連部品、および当該電気・電子関連部品を備える機器が提供される。

本発明の一実施形態に係る磁性コアの形状を概念的に示す斜視図である。ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料（実施例１３および実施例２５）のＤＳＣチャートを示すグラフである。ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有しないＦｅ基アモルファス軟磁性材料（実施例２３）のＤＳＣチャートを示すグラフである。実施例において製造されたＦｅ基合金組成物の融点とＳｉ添加量との関係を示すグラフである。実施例において製造されたＦｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料である薄帯のキュリー温度とＳｉ添加量との関係を示すグラフである。実施例において製造されたＦｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料である薄帯の過冷却液体領域とＳｉ添加量との関係を示すグラフである。Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料である薄帯の過冷却液体領域とＣｒ添加量との関係を示すグラフである。実施例において製造したＦｅ基合金組成物からなるＦｅ基アモルファス軟磁性材料のＦｅ基合金組成物の組成（Ｂの添加量、Ｃの添加量およびＦｅ＋Ｓｉの添加量）とガラス遷移温度Ｔ_ｇが測定されたか否かとの関係を示す擬三元図である。実施例７に係る薄帯のＸ線回折スペクトルを示すグラフである。実施例２５に係る薄帯のＸ線回折スペクトルを示すグラフである。

　以下、本発明の実施形態について詳しく説明する。

　本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物は、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス軟磁性材料（アモルファス相を含有する軟磁性材料）を形成可能であって、その組成は、組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、下記式を満たす。Ｔは任意添加元素であってＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種であり、Ｍは任意添加元素であって、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなる。本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物はＰが添加されておらず、実質的にＰを含有しない。
　　０≦ａ≦０．３
　　１１．０原子％≦ｂ≦１８．２０原子％、
　　６．００原子％≦ｃ≦１７原子％、
　　０原子％≦ｄ≦１０原子％、かつ
　　０原子％≦ｘ≦４原子％

　以下、各成分元素について説明する。本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物は、下記の成分以外に、不可避的不純物を含有していてもよい。

　Ｂは優れたアモルファス形成能を有する。したがって、Ｆｅ基合金組成物におけるＢの添加量ｂは１１．０原子％以上とされる。しかしながら、Ｆｅ基合金組成物内にＢを過度に添加させると、合金の融点が高くなり、アモルファス形成が難しくなる場合がある。したがって、Ｆｅ基合金組成物におけるＢの添加量ｂは、２５原子％以下とされる場合があり、１８．２０原子％以下とされる場合がある。Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料の磁気特性をより安定的に高める観点から、Ｆｅ基合金組成物におけるＢの添加量ｂを、１０原子％以上２５原子％以下とすることが好ましく、１０．５原子％以上１５原子％以下とすることがより好ましく、１１．８１原子％以上１４．５９原子％以下とすることがさらに好ましい。

　Ｆｅ基合金組成物におけるＢの添加量ｂが、１１．５２原子％以上１８．１４原子％以下の場合には、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料が得られやすく、１２．９６原子％以上１８．１４原子％以下の場合、好ましくは１４原子％以上１７原子％以下の場合には、ガラス遷移が明瞭なアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料が得られやすい。

　Ｃは、Ｆｅ基合金組成物の熱的安定性を高め、優れたアモルファス形成能を有する。したがって、本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物はＣの添加量ｃは６．００原子％以上とされる。しかしながら、Ｆｅ基合金組成物内にＣを過度に添加させると、合金化が難しい場合がある。したがって、Ｆｅ基合金組成物におけるＣの添加量ｃは、１５原子％以下とされる場合があり、１７原子％以下とされる場合がある。融点を低くする観点から、Ｆｅ基合金組成物におけるＣの添加量ｃを、６．００原子％以上１０原子％以下とすることが好ましく、６．００原子％以上９．０原子％以下とすることがより好ましく、６．０２原子％以上８．１６原子％以下とすることがさらに好ましい。Ｆｅ基合金組成物におけるＣの添加量ｃが、１６．３２原子％以下の場合には、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料が得られやすく、１５原子％以下の場合、より好ましくは１４．５原子％以下の場合、さらに好ましくは１４．４０原子％以下には、ガラス遷移が明瞭なアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料が得られやすい。

　本発明のＦｅ基合金組成物の組成において、ＢおよびＣの添加量の総和のＦｅの添加量に対する割合（以下、「ＢＣ／Ｆｅ比」ともいう。）を０．２５以上０．４２９以下とするのが好ましい。Ｆｅ基合金組成物の基本元素であるＦｅの添加量に対する、主要なアモルファス化元素であるＢおよびＣの添加量の総和の割合であるＢＣ／Ｆｅ比がある程度高い（具体的には、ＢＣ／Ｆｅ比が０．２５以上である）ことにより、Ｆｅ基合金組成物からアモルファス相を含有する軟磁性材料（アモルファス軟磁性材料）を形成することが容易となっている可能性がある。

　アモルファス軟磁性材料を安定的に得る観点から、ＢＣ／Ｆｅ比は、０．２６１以上であることが好ましく、０．２８２以上であることが好ましく、０．３３３以上であることがさらに好ましい。一方、アモルファス軟磁性材料の飽和磁化Ｊｓをより高くする観点から、ＢＣ／Ｆｅ比は小さい方が有利である。具体的には、ＢＣ／Ｆｅ比は、０．３７０以下であることが好ましく、０．３３３以下であることがより好ましく、０．２８２以下であることがさらに好ましい。

　以上より、アモルファス軟磁性材料を安定的に得られ、高い飽和磁化Ｊｓとのバランスを考慮すると、ＢＣ／Ｆｅ比は、０．２６１以上０．３７０以下であることが好ましく、０．２６１以上０．３３３以下であることが好ましく、０．２８２以上０．３３３以下であることが好ましい。

　Ｓｉは、Ｆｅ基合金組成物の熱的安定性を高め、優れたアモルファス形成能を有する。また、Ｆｅ基合金組成物におけるＳｉの添加量ｄを増大させると、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料について、ガラス遷移温度Ｔ_ｇよりも結晶化開始温度Ｔ_ｘを優先的に高め、過冷却液体領域ΔＴ_ｘを広げることができる。また、Ｆｅ基合金組成物におけるＳｉの添加量ｄを増大させると、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料のキュリー温度Ｔ_ｃを高めることが可能である。さらに、Ｆｅ基合金組成物におけるＳｉの添加量ｄを増大させることによりＦｅ基合金組成物の融点を低下させ、溶湯を用いた作業性を向上させることができる。したがって、本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物はＳｉを含有してもよい。

　しかしながら、Ｆｅ基合金組成物内にＳｉを過度に添加すると、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料のガラス遷移温度Ｔ_ｇが急激に上昇し、過冷却液体領域ΔＴ_ｘを広げることが困難となる。また、Ｆｅ基合金組成物内にＳｉを過度に添加すると、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料の飽和磁化Ｊｓの低下が顕著になる傾向を示す場合もある。したがって、Ｆｅ基合金組成物におけるＳｉの添加量ｄは１２原子％以下とされる。Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料の熱的特性を良好にすることと磁気特性を良好にすることとをより安定的に実現させる観点から、Ｆｅ基合金組成物におけるＳｉの添加量ｄを、０原子％超１０原子％以下とすることが好ましく、１．０原子％以上８．０原子％以下とすることがより好ましく、２原子％以上６．０原子％以下とすることがさらに好ましい。

　本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物には、ＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種からなる元素（任意添加元素）Ｔを添加してもよい。ＮｉおよびＣｏはＦｅと同様に室温で強磁性を示す元素である。Ｆｅの一部をＣｏもしくはＮｉ、ＣｏおよびＮｉに置換することにより、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料の磁気特性を調整することができる。元素ＴはＦｅの添加量（単位：原子％）に対して３／１０以下程度置換するのが好ましい。元素ＴがＣｏの場合、Ｆｅの添加量（単位：原子％）に対して２／１０程度置換すると飽和磁化Ｊｓも大きくなるが、Ｃｏは高価であるためあまり多く置換するのは好ましくない。また、元素ＴがＮｉの場合、置換量を増加させると融点が下がるため好ましいが、置換量を多くすると飽和磁化Ｊｓが小さくなるため好ましくない。この観点からＦｅの添加量（単位：原子％）に対して元素Ｔの置換量は２／１０以下がより好ましい。

　本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物には、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなる任意添加元素Ｍを添加してもよい。これらの元素は、Ｆｅの置換元素として機能したり、アモルファス化元素として機能したりする。Ｆｅ基合金組成物における任意添加元素Ｍの添加量ｘが過度に高い場合には、他の元素（Ｃ，Ｂ，Ｓｉなど）の添加量やＦｅの添加量が相対的に低下して、これらの元素を添加したことに基づく利益を享受しにくくなることもある。任意添加元素Ｍの添加量ｘの上限は、この点を考慮して４原子％以下とされる。

　任意添加元素Ｍの一例であるＣｒは、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料に耐食性を向上させることも可能である。したがって、Ｆｅ基合金組成物がＣｒを含有する場合には、Ｃｒの添加量を、０．５原子％以上とすることが好ましい。Ｆｅ基合金組成物におけるＣｒの添加量が４原子％程度までであれば、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料の過冷却液体領域ΔＴ_ｘに与える影響は軽微であるため、Ｆｅ基合金組成物がＣｒを含有する場合には、Ｃｒの添加量を、４原子％以下とすることが好ましく、３原子％以下、さらに好ましくは２．８８原子％以下とすることがより好ましい。

　本発明の他の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物は、前述のＢＣ／Ｆｅ比を０．２５以上とすることにより、Ｃの添加量ｃを６．００原子％よりも低くすることができる。

　すなわち、本発明の他の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物は、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス軟磁性材料（アモルファス相を含有する軟磁性材料）を形成可能であって、その組成は、組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、下記式を満たしていてもよい。Ｔは任意添加元素であってＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種であり、Ｍは任意添加元素であって、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなる。本発明の他の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物はＰが添加されておらず、実質的にＰを含有しない。
　　１１．０原子％≦ｂ≦２０．０原子％、
　　１．５原子％≦ｃ＜６原子％、
　　０原子％＜ｄ≦１０原子％、
　　０原子％≦ｘ≦４原子％、かつ
　　０．２５≦Ｒ≦０．３２
　ここで、Ｒ＝（ｂ＋ｃ）／［（１－ａ）×｛１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）｝］であり、ＲがＢＣ／Ｆｅ比である。

　ＢＣ／Ｆｅ比が０．２５以上であることにより、Ｆｅ基合金組成物からアモルファス相を含有する軟磁性材料（アモルファス軟磁性材料）を形成することが容易となっている可能性がある。アモルファス軟磁性材料を安定的に得る観点から、ＢＣ／Ｆｅ比は、０．２５以上であることが好ましく、０．２６以上であることがより好ましく、０．２６１以上であることがさらに好ましく、０．２６６以上であることが特に好ましい。一方、アモルファス軟磁性材料の飽和磁化Ｊｓをより高くする観点から、ＢＣ／Ｆｅ比は小さい方が有利である。具体的には、ＢＣ／Ｆｅ比は、０．３０以下であることが好ましく、０．２９以下であることがより好ましく、０．２９０以下であることがさらに好ましい。

　以上より、アモルファス軟磁性材料を安定的に得られ、高い飽和磁化Ｊｓとのバランスを考慮すると、ＢＣ／Ｆｅ比は、０．２５以上０．３０以下であることが好ましく、０．２６以上０．２９以下であることがより好ましく、０．２６１以上０．２９０以下であることがさらに好ましく、０．２６６以上０．２９０以下であることが特に好ましい。

　本発明の他の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物のＢの添加量ｂは、融点変動を考慮しつつＢによるアモルファス形成能を適切に発揮させる観点から、１１．０原子％以上２０．０原子％以下とされる。Ｂの添加量ｂが、１５．０原子％以上１９．０原子％以下である場合には、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料が得られやすく、１５．５原子％以上１８．０原子％以下である場合、好ましくは１５．８４原子％以上１７．２８原子％以下である場合には、ガラス遷移が明瞭なアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料が得られやすい。なお、本発明の他の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物の場合にはＳｉの添加が必須となる（すなわち、Ｓｉの添加量ｄは０原子％超である。）。ＢおよびＣ以外の元素の添加量の範囲については、本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物の場合とおおむね同様なので、詳しい説明を省略する。

　本発明の一実施形態に係る軟磁性材料は、上記の本発明の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物の組成または本発明の他の一実施形態に係るＦｅ基合金組成物の組成を有し、Ｐを実質的に含有せず、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有するアモルファス軟磁性材料である。本発明の一実施形態に係る軟磁性材料におけるアモルファス相は軟磁性材料の主相であることが好ましい。本明細書において、「主相」とは、軟磁性材料の組織において、最も体積分率が高い相を意味する。本発明の一実施形態に係る軟磁性材料は、実質的にアモルファス相からなることがより好ましい。本明細書において、「実質的にアモルファス相からなる」とは、軟磁性材料のＸ線回折測定により得られたＸ線回折スペクトルに際立ったピークが認められないことを意味する。

　本発明の各実施形態に係るＦｅ基合金組成物から本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を製造する方法は限定されない。主相がアモルファスである軟磁性材料、あるいは、実質的にアモルファス相からなる軟磁性材料を得ることを容易にする観点から、単ロール法、双ロール法等の急冷薄帯法、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法等のアトマイズ法などにより製造することが好ましい。

　本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を製造する方法として急冷薄帯法を用いた場合には、得られた軟磁性材料は帯型の形状を有する。この帯型の形状を有する軟磁性材料を粉砕することにより、粉体の形状を有する軟磁性材料を得ることができる。本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を製造する方法としてアトマイズ法を用いた場合には、得られた軟磁性材料は粉体の形状を有する。

　本明細書において、軟磁性材料の熱物性パラメータであるキュリー温度Ｔ_ｃ、ガラス遷移温度Ｔ_ｇおよび結晶化開始温度Ｔ_ｘは、軟磁性材料を測定対象として、昇温速度を４０℃／分とする示差走査熱量測定（測定装置として、ネッチゲレイテバウ社製「ＳＴＡ４４９／Ａ２３　ｊｕｐｉｔｅｒ」が例示される。）を行うことにより得られたＤＳＣチャートに基づいて設定される。過冷却液体領域ΔＴ_ｘは、上記のガラス遷移温度Ｔ_ｇおよび結晶化開始温度Ｔ_ｘから算出される。

　本発明の一実施形態に係る軟磁性材料における過冷却液体領域ΔＴ_ｘは、かかる軟磁性材料を含有する磁性部材の熱処理を容易にする観点から、２５℃以上であることが好ましく、３５℃以上であることがより好ましく、４５℃以上であることがさらに好ましい。

　本発明の一実施形態に係る軟磁性材料におけるキュリー温度Ｔ_ｃは３４０℃以上であることが好ましい。本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を与えるＦｅ基合金組成物は、前述のようにＰを実質的に含有しない。Ｐは飽和磁化Ｊｓを低下させる因子であるため、本発明の一実施形態に係る軟磁性材料は飽和磁化Ｊｓが高くなる傾向がある。このため、磁化が実質的に失われるキュリー温度Ｔ_ｃは高くなりやすい。キュリー温度Ｔ_ｃが高いことは、本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を含有する磁性部材を備える電気・電子関連部品の動作保障温度を高めることになり、好ましい。

　本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を、結晶化開始温度Ｔ_ｘを超える温度まで加熱することにより、軟磁性材料内で結晶化が生じる。こうして得られた結晶質を有する軟磁性材料についてＸ線回折測定を行うと、α－Ｆｅに帰属されるピークを有するＸ線回折スペクトルが得られる。本発明の一実施形態に係る軟磁性材料の場合には、アモルファス化元素としてＢおよびＣを含有することから、上記のＸ線回折スペクトルは、Ｆｅ_３Ｂと帰属されるピークおよびＦｅ_３（Ｂ_ｙＣ_１－ｙ）（ここで、ｙは０以上１未満であり、０．７が典型例として挙げられる。）と帰属されるピークの少なくとも一方を有することが好ましい。軟磁性材料内のアモルファス相が加熱されて結晶相に変化する際に、主元素であるＦｅからなる結晶（α－Ｆｅが具体例として挙げられる。）は比較的容易に形成されるが、上記のような複数の元素からなる結晶はＦｅからなる結晶に比べると生成しにくい場合がある。このため、アモルファス相から結晶相への遷移が相対的に生じにくく、アニール処理の際に結晶質が生成しにくくなると期待される。ＦｅとＢとからなる結晶相の例としてＦｅ_２３Ｂ_６も挙げられ、上記のＸ線回折スペクトルはＦｅ_２３Ｂ_６に帰属されるピークを有していてもよい。

　本発明の一実施形態に係る磁性部材は、上記の本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を含有する。本発明の一実施形態に係る磁性部材の具体的な形態は限定されない。上記の本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を含む粉体材料を圧粉成形することなどによって得られる磁性コアであってもよい。図１にはそのような磁性コアの一例として、リング形状を有するトロイダルコア１を示した。本発明の一実施形態に係る磁性部材の具体的な形態の他の例として、上記の本発明の一実施形態に係る軟磁性材料を含むスラリー状組成物をシート状に成形することなどによって得られる磁性シートが挙げられる。

　軟磁性材料の調製過程（例えば粉砕）や、磁性部材の製造過程（例えば圧粉成形）などによって、磁性部材内の軟磁性材料に歪が蓄積されると、磁性部材を備える電気・電子関連部品の磁気特性（鉄損、直流重畳特性などが具体例として挙げられる。）の低下をもたらす場合がある。このような場合には、磁性部材に対してアニール処理を行って、軟磁性材料内の歪に基づく応力を緩和して、磁性部材を備える電気・電子関連部品の磁気特性の低下を抑制することが一般的に行われる。

　本発明の一実施形態に係る磁性部材は、これに含有される軟磁性材料がガラス遷移温度Ｔ_ｇを有し、好ましい一例では過冷却液体領域ΔＴ_ｘが２５℃以上であるため、アニール処理を容易に行うことができる。したがって、本発明の一実施形態に係る磁性部材を備える電気・電子関連部品は、優れた磁気特性を有することができる。そのような本発明の一実施形態に係る電気・電子関連部品の具体例として、インダクタ、モータ、トランス、電磁干渉抑制部材などが挙げられる。

　本発明の一実施形態に係る機器は、上記の本発明の一実施形態に係る電気・電子関連部品を備える。かかる機器の具体例として、スマートフォン、ノートパソコン、タブレット端末等の携帯電子機器；パーソナルコンピューター、サーバー等の電子計算機；自動車、二輪車等の輸送機器；発電設備、トランス、蓄電設備などの電気関連機器などが例示される。

　以上説明した実施形態は、本発明の理解を容易にするために記載されたものであって、本発明を限定するために記載されたものではない。したがって、上記実施形態に開示された各要素は、本発明の技術的範囲に属する全ての設計変更や均等物をも含む趣旨である。

　以下、実施例等により本発明をさらに具体的に説明するが、本発明の範囲はこれらの実施例等に限定されるものではない。

　表１から表３に示される組成のＦｅ基合金組成物を溶製し、単ロール法により薄帯からなる軟磁性材料を得た。薄帯の厚さは約２０μｍであった。得られた薄帯に対してＸ線回折測定（線源：ＣｕＫα）を行ったところ、いずれのＸ線回折スペクトルにおいても結晶質の存在を示すピークは認められず、すべての薄帯がアモルファス相からなるものであることが確認された。表１から表３中、構造の列の「Ａ」はアモルファス相からなるものであったことを意味する。なお、表１から表３中、「（Ｂ＋Ｃ）／Ｆｅ」の列には、ＢＣ／Ｆｅ比の数値を記した。

　得られた薄帯を測定対象として、示差走査熱量計を用いて、キュリー温度Ｔ_ｃ（単位：℃）、ガラス遷移温度Ｔ_ｇ（単位：℃）、結晶化開始温度Ｔ_ｘ（単位：℃）および融点Ｔ_ｍ（単位：℃）を測定し、得られたＤＳＣチャートに基づいて、過冷却液体領域ΔＴ_ｘ（単位：℃）を算出した。結果を表４から表６に示す。また、得られた薄帯の密度を測定した。密度はF. E. Luborsky, J. J. Becker, J. L. Walter, D. L. Martin, “The Fe-B-C Ternary Amorphous Alloys,” IEEE Transactions on Magnetics, MAG-16(1980) 521.のFig.9に示された合金組成の密度から換算したものである。その結果も表４から表６に示す。

　なお、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料（（ａ）実施例１３および（ｂ）実施例２５）のＤＳＣチャートを図２に示し、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有しないＦｅ基アモルファス軟磁性材料（実施例３）のＤＳＣチャートを図３に示した。図２（ａ）に示されるように、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料の一例（実施例１３）のＤＳＣチャートでは、キュリー温度Ｔ_ｃ（４２０℃）以降、結晶化開始温度Ｔ_ｘ（５４０℃）を示す温度に至るまでの範囲、具体的には、図２（ａ）に示されるように、５００℃程度から５４０℃程度の範囲に、吸熱状態を経由することが確認された。また、図２（ｂ）に示されるように、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するＦｅ基アモルファス軟磁性材料の他の一例（実施例２５）のＤＳＣチャートでは、キュリー温度Ｔ_ｃ（４２６℃）以降、結晶化開始温度Ｔ_ｘ（５６０℃）を示す温度に至るまでの範囲、具体的には、図２（ｂ）に示されるように、５２０℃程度から５６０℃程度の範囲に、明確な吸熱状態を経由することが確認された。本明細書において、実施例２５のように、ＤＳＣチャートにおいて、図２（ｂ）に示されるように吸熱状態が明確に認められる場合には、ガラス遷移が明瞭に測定されたと表現する場合がある。

　これに対し、図３に示されるように、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有しないＦｅ基アモルファス軟磁性材料（実施例３）のＤＳＣチャートでは、キュリー温度Ｔ_ｃ（３８０℃）以降、結晶化開始温度Ｔ_ｘ（４８０℃）を示す温度に至るまでの範囲において、吸熱状態を経由しているとは認められないことが確認された。

　表４から表６には、このＤＳＣチャートに基づく判断結果を「金属ガラス」の列に示した。すなわち、上記の吸熱状態が認められなかった場合には、金属ガラスでなかったと判断して表中に「Ａ」を記した。上記の吸熱状態が認められた場合であって、特にその程度が大きい場合（具体的には、実施例２５のようにガラス遷移が明瞭に測定された場合）には、金属ガラスの性質が顕著であると判断して、表中に「Ｃ」を記した。上記の吸熱状態が認められたが「Ｃ」と記す程度ではない場合（具体的には実施例１３のような場合）には、金属ガラスであると判断して表中「Ｂ」を記した。

　各実施例に係る軟磁性材料の飽和磁化Ｊｓ（単位：Ｔ）を測定した。その結果を表４から表６に示した。また、実施例５、実施例１０、実施例１５および実施例２２に係る軟磁性材料（薄帯）について、保磁力Ｈｃ（単位：Ａ／ｍ）を測定した。その結果は、それぞれ、６．４Ａ／ｍ、４．０Ａ／ｍ、５．７Ａ／ｍ、５．４Ａ／ｍであった。いずれの軟磁性材料（薄帯）も、良好な軟磁気特性を示した。

　実施例９から実施例１５および実施例４４から実施例４６に係るＦｅ基合金組成物の組成は、次のように表すことができる。
　　（Ｆｅ_{０．７９３}Ｂ_{０．１４３}Ｃ_{０．０６４}）_{１００原子％－α}Ｓｉ_α
　ここで、αは０原子％以上１２原子％以下である。

　したがって、実施例９から実施例１５および実施例４４から実施例４６を対比することにより、アモルファス化元素としてのＳｉを添加したことによる効果を確認することができる。その結果を図４から図６に示す。図４は、Ｆｅ基合金組成物の融点Ｔ_ｍとＳｉ添加量との関係を示すグラフである。図５は、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料である薄帯のキュリー温度Ｔ_ｃとＳｉ添加量との関係を示すグラフである。図６は、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料である薄帯の過冷却液体領域ΔＴ_ｘとＳｉ添加量との関係を示すグラフである。

　図４に示されるように、Ｓｉを添加する場合には、基本的な傾向として、Ｓｉ添加量を０原子％から増加させると１原子％までは融点Ｔ_ｍが高くなり、２原子％を超えて添加すると融点Ｔ_ｍが低下する傾向が認められた。Ｆｅ基合金組成物の融点Ｔ_ｍの低下は溶湯の取扱い性を高め、Ｆｅ基アモルファス軟磁性材料の生産性および品質向上をもたらす。

　図５に示されるように、Ｓｉを添加する場合には、６原子％まではＳｉ添加量を増加させるとキュリー温度Ｔ_ｃが高くなるが、６原子％よりもＳｉ添加量をさらに増加させるとキュリー温度Ｔ_ｃは逆に低下する傾向が認められた。キュリー温度Ｔ_ｃが高くなることは、Ｆｅ基アモルファス軟磁性材料を用いてなる磁性部材を備える電気・電子関連部品の動作保障温度を高めることに寄与する。

　図６に示されるように、Ｓｉを添加する場合には、５原子％まではＳｉ添加量を増加させると過冷却液体領域ΔＴ_ｘが広くなるが、５原子％よりもＳｉ添加量をさらに増加させると過冷却液体領域ΔＴ_ｘは逆に狭くなる傾向が認められた。過冷却液体領域ΔＴ_ｘが広くなることにより、Ｆｅ基アモルファス軟磁性材料を用いてなる磁性部材のアニール処理がより容易となる。

　実施例２６から実施例２９に係るＦｅ基合金組成物の組成は、次のように表すことができる。
　　（Ｆｅ_{０．７９３－β}Ｃｒ_βＢ_{０．１４３}Ｃ_{０．０６４}）_{９６原子％}Ｓｉ_４原子％
　ここで、βは０以上０．０３以下である。

　したがって、実施例２６から実施例２９を対比することにより、Ｆｅの置換元素としてのＣｒを添加したことによる効果を確認することができる。その結果を図７に示す。図７は、Ｆｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料である薄帯の過冷却液体領域ΔＴ_ｘとＣｒ添加量との関係を示すグラフである。図７に示されるように、Ｆｅの一部をＣｒに置き換えても、過冷却液体領域ΔＴ_ｘに顕著な変化は認められなかった。したがって、数原子％程度までであれば、Ｆｅ基合金組成物におけるＦｅの一部をＣｒに置き換えても、そのＦｅ基合金組成物から形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料を用いてなる磁性部材のアニール処理の容易さに顕著な変化が生じる可能性は低いと期待される。ＣｒはＦｅ基アモルファス軟磁性材料に耐食性を付与することができるため、Ｆｅ基合金組成物から水アトマイズ法を用いてＦｅ基アモルファス軟磁性材料を形成する場合には、Ｆｅ基合金組成物にＣｒを含有させることが好ましい。

　図８は、実施例において製造したＦｅ基合金組成物のうち、Ｓｉの添加量が４原子％であってＣｒが添加されていないものの一部（実施例２、実施例４、実施例６、実施例８、実施例１３、実施例１７、実施例１９、実施例２１、実施例２３、実施例２５、実施例３０から実施例４３、および実施例４７から実施例５４の３２実施例）のそれぞれから形成されたＦｅ基アモルファス軟磁性材料について、Ｆｅ基合金組成物の組成（Ｂの添加量、Ｃの添加量およびＦｅ＋Ｓｉ（４原子％）の添加量）とガラス遷移温度Ｔ_ｇが測定されたか否かとの関係を示す擬三元図である。図８中、星印（☆）は、ガラス遷移温度Ｔ_ｇが明瞭に測定された（ＤＳＣチャートにおいて吸熱状態が明確に認められた）実施例を示し、黒丸（●）は星印の場合ほどではないもののガラス遷移温度Ｔ_ｇが測定された実施例を示し、白丸（○）はガラス遷移温度Ｔ_ｇが測定されなかった実施例を示している。これらの印の近傍に示される数値は、各実施例の過冷却液体領域ΔＴ_ｘ（単位：℃）である。

　図８に示されるように、本発明の組成範囲を満たした実施例（実施例８、実施例１３、実施例１７、実施例１９、実施例２１、実施例２３、実施例２５、実施例３０、実施例３１、実施例３３、実施例３６、実施例３７、実施例３９、実施例４０、実施例４２、実施例４３、実施例４７から実施例５０、および実施例５２から実施例５４の２４実施例）に係るＦｅ基アモルファス軟磁性材料では、ガラス遷移温度Ｔ_ｇが測定され、特に、実施例２３、実施例２５、実施例３０、実施例３３、実施例３７、実施例３９、実施例４０、実施例４２、実施例４３、実施例４８から実施例５０、および実施例５３の１３実施例では、ガラス遷移温度Ｔ_ｇが明瞭に測定された。これに対し、Ｃ添加量が過度に低い組成を有する場合（実施例２および実施例４）、Ｂ添加量が過度に低い組成を有する場合（実施例８および実施例３２）、Ｂ添加量が過度に高い組成を有する場合（実施例３５、実施例３８および実施例４１）には、ガラス遷移温度Ｔ_ｇが測定されなかった。

　本発明の組成範囲を満たしたＦｅ基合金組成物は、当該組成範囲以外の組成のＦｅ基合金組成物よりもＦｅ基アモルファス軟磁性材料を生成しやすいことを、次のようにして確認した。実施例７（本発明の組成範囲外）に係るＦｅ基合金組成物および実施例２５（本発明の組成範囲内）に係るＦｅ基合金組成物から薄帯形状を有する軟磁性材料を形成する際に、溶湯の滴下速度、ロール回転速度などを調整して、薄帯の厚さが異なるものを用意した。具体的には、実施例７に係る薄帯は、２種類（２２μｍ、３４μｍ）を用意した。実施例２５に係る薄帯は、６種類（１７μｍ、４０μｍ、４９μｍ、６８μｍ、１２０μｍ、１３５μｍ）を用意した。

　これらの薄帯についてＸ線回折測定（線源：Ｃｕα）を行って、Ｘ線回折スペクトルを得た。測定結果を図９（実施例７）および図１０（実施例２５）に示した。薄帯の厚さが厚くなるほど、薄帯形成の際のＦｅ基合金組成物の冷却速度は遅くなるため、得られた薄帯内に結晶が形成されやすくなる。したがって、薄帯のＸ線回折スペクトルにおいて、結晶生成が認められる薄帯の厚さの下限値が大きいほど、Ｆｅ基合金組成物のアモルファス形成能が高いといえる。

　図９に示されるように、本発明の組成範囲外の組成を有するＦｅ基合金組成物から形成された実施例７に係る薄帯では、厚さが３４μｍの場合に４５°程度にシャープな先端を有するピークが認められた。これに対し、図１０に示されるように、本発明の組成範囲内の組成を有するＦｅ基合金組成物から形成された実施例２５に係る薄帯では、厚さが１２０μｍの場合であっても、シャープな先端を有するピークは認められず、厚さが１３５μｍの場合になって初めて、４５°程度にシャープな先端を有するピークが認められた。したがって、本発明の組成範囲内の組成を有する実施例２５に係るＦｅ基合金組成物は、本発明の組成範囲外の組成を有する実施例７に係るＦｅ基合金組成物に比べて、アモルファス形成能が高いことが確認された。

　表７に示される組成（単位：原子％）のＦｅ基合金組成物を用意した。なお、実施例５８および実施例５９に係る組成は実施例２８に等しく、参考例２に係る組成はＰを含有する。

　これらのＦｅ基合金組成物から水アトマイズ法を用いて軟磁性粉末を作製した。いずれの軟磁性粉末もアモルファス相を主相とするアモルファス軟磁性粉末であった。これらの軟磁性粉末の粒度分布を日機装社製「マイクロトラック粒度分布測定装置　ＭＴ３０００シリーズ」を用いて体積分布で測定した。体積基準の粒度分布において小粒径側からの積算粒径分布がそれぞれ１０％、５０％および９０％となる粒径Ｄ１０（１０％体積累積径）、Ｄ５０（５０％体積累積径）、Ｄ９０（９０％体積累積径）は、表８のとおりであった。

　上記の実施例５７から実施例６０および参考例２に係る軟磁性粉末、ならびに参考例１（表７に組成を示した。）に係る市販の軟磁性粉末のそれぞれについて、軟磁性粉末９７．２質量部、アクリル樹脂およびフェノール樹脂からなる絶縁性結着材を２～３質量部、およびステアリン酸亜鉛からなる潤滑剤０～０．５質量部を、溶媒としての水に混合してスラリーを得た。得られたスラリーから造粒粉を得た。

　得られた造粒粉を金型に充填し、面圧０．５～１．５ＧＰａで加圧成形して、外径２０ｍｍ×内径１２ｍｍ×厚さ３ｍｍのリング形状を有する成形製造物を得た。

　得られた成形製造物を、窒素気流雰囲気の炉内に載置し、炉内温度を、室温（２３℃）から昇温速度１０℃／分で表８に示されるアニール温度まで加熱し、この温度にて１時間保持し、その後、炉内で室温まで冷却する熱処理を行い、圧粉コアからなるトロイダルコアを得た。これらのトロイダルコアの密度を測定した結果を表８に示した。

　上記のトロイダルコアのそれぞれに被覆銅線をそれぞれ４０回巻いてトロイダルコイル得た。これらのトロイダルコイルのそれぞれについて、インピーダンスアナライザー（ＨＰ社製「４１９２Ａ」）を用いて、１００ｋＨｚの条件で比透磁率μを測定した。測定結果を表８に示した。

　上記のトロイダルコアに被覆銅線をそれぞれ１次側４０回、２次側１０回巻いて得られたトロイダルコイルについて、ＢＨアナライザー（岩崎通信機社製「ＳＹ－８２１８」）を用いて、実効最大磁束密度Ｂｍを１００ｍＴとする条件で、測定周波数１００ｋＨｚで鉄損Ｐｃｖ（単位：ｋＷ／ｍ^３）を測定した。

　表８に示されるように、本発明に係る組成を有する軟磁性粉末から得られたトロイダルコアの磁気特性は、市販のアモルファス軟磁性粉末やＰを含有する組成のアモルファス軟磁性粉末から得られたトロイダルコアの磁気特性と同等であった。

１…磁性コア（トロイダルコア）

Claims

　ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有する軟磁性材料を形成可能なＦｅ基合金組成物であって、
　組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、
　Ｔは任意添加元素であってＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種であり、Ｍは任意添加元素であって、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなり、
　下記の条件を満たすことを特徴とするＦｅ基合金組成物。
　　０≦ａ≦０．３
　　１１．０原子％≦ｂ≦１８．２０原子％、
　　６．００原子％≦ｃ≦１７原子％、
　　０原子％≦ｄ≦１０原子％、かつ
　　０原子％≦ｘ≦４原子％
　Ｒ＝（ｂ＋ｃ）／［（１－ａ）×｛１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）｝］としたときに、０．２５≦Ｒ≦０．４２９であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ基合金組成物。
　前記組成式において、１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）が、６７．２０原子％以上８０．００原子％以下である、請求項１または２に記載のＦｅ基合金組成物。
　前記組成式において、ｂが１１．５２原子％以上１８．１４原子％以下である、請求項１から３のいずれか一項に記載のＦｅ基合金組成物。
　前記組成式において、ｃが６．００原子％以上１６．３２原子％以下である、請求項１から４のいずれか一項に記載のＦｅ基合金組成物。
　前記組成式において、ｄが０原子％超１０原子％以下である、請求項１から５のいずれか一項に記載のＦｅ基合金組成物。
　前記組成式において、ＭがＣｒを含む、請求項１から６のいずれか一項に記載のＦｅ基合金組成物。
　前記組成式において、Ｃｒ添加量が０原子％以上４原子％以下である、請求項７に記載のＦｅ基合金組成物。
　ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有する軟磁性材料を形成可能なＦｅ基合金組成物であって、
　組成式が（Ｆｅ_１－ａＴ_ａ）_{１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）}Ｍ_ｘＢ_ｂＣ_ｃＳｉ_ｄで表され、
　Ｔは任意添加元素であってＣｏおよびＮｉより選ばれる１種または２種であり、Ｍは任意添加元素であって、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，ＷおよびＡｌからなる群から選ばれる１種または２種以上からなり、
　下記の条件を満たすことを特徴とするＦｅ基合金組成物。
　　０≦ａ≦０．３
　　１１．０原子％≦ｂ≦２０．０原子％、
　　１．５原子％≦ｃ＜６原子％、
　　０原子％＜ｄ≦１０原子％、
　　０原子％≦ｘ≦４原子％、かつ
　　０．２５≦Ｒ≦０．３２
　ここで、Ｒ＝（ｂ＋ｃ）／［（１－ａ）×｛１００原子％－（ｘ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）｝］である。
　前記組成式において、ｂが１５．０原子％以上１９．０原子％以下である、請求項９に記載のＦｅ基合金組成物。
　Ｒが０．２５以上０．３０以下である、請求項９または１０に記載のＦｅ基合金組成物。
　請求項１から１１のいずれか一項に記載されるＦｅ基合金組成物の組成を有し、ガラス遷移温度Ｔ_ｇを有するアモルファス相を含有することを特徴とする軟磁性材料。
　帯型の形状を有する、請求項１２に記載の軟磁性材料。
　粉体の形状を有する、請求項１２に記載の軟磁性材料。
　前記軟磁性材料の結晶化開始温度Ｔ_ｘと前記ガラス遷移温度Ｔ_ｇとの温度差（Ｔ_ｘ－Ｔ_ｇ）により定義される過冷却液体領域ΔＴ_ｘは、２５℃以上である、請求項１２から１４のいずれか一項に記載の軟磁性材料。
　前記過冷却液体領域ΔＴ_ｘは４０℃以上である、請求項１５に記載の軟磁性材料。
　キュリー温度Ｔ_ｃが３４０℃以上である、請求項１２から１６のいずれか一項に記載の軟磁性材料。
　結晶化開始温度Ｔ_ｘを超える温度まで加熱して結晶化させて得られる軟磁性材料についてＸ線回折測定したときに、α－Ｆｅに帰属されるピークに加えて、Ｆｅ_３Ｂと帰属されるピークおよびＦｅ_３（Ｂ_ｙＣ_１－ｙ）（ｙは０以上１未満）と帰属されるピークの少なくとも一方を有するＸ線回折スペクトルが得られる、請求項１２から１７のいずれか一項に記載の軟磁性材料。
　請求項１２から１８のいずれか一項に記載される軟磁性材料を含むことを特徴とする磁性部材。
　磁性コアである、請求項１９に記載の磁性部材。
　磁性シートである、請求項１９に記載の磁性部材。
　請求項１９から２１のいずれか一項に記載される磁性部材を備える電気・電子関連部品。
　請求項２２に記載される電気・電子関連部品を備える機器。