WO2019003680A1 - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

軟磁性合金および磁性部品 Download PDF

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WO2019003680A1
WO2019003680A1 PCT/JP2018/018869 JP2018018869W WO2019003680A1 WO 2019003680 A1 WO2019003680 A1 WO 2019003680A1 JP 2018018869 W JP2018018869 W JP 2018018869W WO 2019003680 A1 WO2019003680 A1 WO 2019003680A1
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flux density
alloy
alloy according
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暁斗 長谷川
賢治 堀野
裕之 松元
和宏 吉留
明洋 原田
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Tdk株式会社
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    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys

Definitions

  • the present invention relates to soft magnetic alloys and magnetic parts.
  • the present soft magnetic amorphous alloy has good soft magnetic properties such as high saturation magnetic flux density as compared with commercially available Fe amorphous.
  • the present invention provides a soft magnetic alloy or the like having excellent soft magnetic properties in which high saturation magnetic flux density and low coercivity are compatible, and further, the change with time of the saturation magnetic flux density is small and the change with time of the coercive force is also small. To aim.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention is Formula A ((Fe (1- ( ⁇ + ⁇ )) X1 ⁇ X2 ⁇ ) (1- (a + b + c)) M a B b Si c) a soft magnetic alloy consisting 1-d C d,
  • X 1 is one or more selected from the group consisting of Co and Ni
  • X2 is one or more selected from the group consisting of Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, N, O and rare earth elements
  • M is one or more selected from the group consisting of Nb, Hf, Zr, Ta, Ti, Mo, W and V, 0.030 ⁇ a ⁇ 0.15 0.020 ⁇ b ⁇ 0.20 0 ⁇ c ⁇ 0.050 0 ⁇ d ⁇ 0.030 ⁇ 0 0 ⁇ ⁇ 0 ⁇ + ⁇ ⁇ 0.50 It is characterized by being.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention has the above-described features and tends to easily become an Fe-based nanocrystalline alloy by heat treatment.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy having the above-mentioned characteristics is a soft magnetic alloy having a preferable soft magnetic property that the saturation magnetic flux density is high and the coercivity is low.
  • the change with time of the saturation magnetic flux density is small, and the change with time of the coercive force is also small.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may satisfy 0.73 ⁇ 1 ⁇ (a + b + c) ⁇ 0.95.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may satisfy 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1- (a + b + c) ⁇ (1-d) ⁇ 0.40.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may be 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1- (a + b + c) ⁇ (1-d) ⁇ 0.030.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may be composed of amorphous and initial microcrystalline, and may have a nano hetero structure in which the initial microcrystalline exists in the amorphous.
  • the average grain size of the initial microcrystals may be 0.3 to 10 nm.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may have a structure composed of Fe-based nanocrystals.
  • the average particle diameter of the Fe-based nanocrystals may be 5 to 30 nm.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may be in the shape of a ribbon.
  • the soft magnetic alloy according to the present invention may be in the form of powder.
  • the magnetic component which concerns on this invention consists of said soft-magnetic alloy.
  • the soft magnetic alloy according to the present embodiment has a composition in which the content of each of Fe, M, B, Si and C is within a specific range. Specifically, a composition formula ((Fe (1- ( ⁇ + ⁇ )) X1 ⁇ X2 ⁇ ) (1- (a + b + c)) M a B b Si c) a soft magnetic alloy consisting 1-d C d, X 1 is one or more selected from the group consisting of Co and Ni, X2 is one or more selected from the group consisting of Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, N, O and rare earth elements, M is one or more selected from the group consisting of Nb, Hf, Zr, Ta, Ti, Mo, W and V, 0.030 ⁇ a ⁇ 0.15 0.020 ⁇ b ⁇ 0.20 0 ⁇ c ⁇ 0.050 0 ⁇ d ⁇ 0.030 ⁇ 0 0 ⁇ ⁇ 0 ⁇ + ⁇ ⁇ ⁇
  • the soft magnetic alloy having the above composition is apt to be a soft magnetic alloy which is amorphous and does not contain a crystal phase consisting of crystals larger than 15 nm in diameter. And when heat-processing the said soft-magnetic alloy, it is easy to precipitate Fe-based nanocrystals. And soft magnetic alloys containing Fe-based nanocrystals tend to have good magnetic properties. Furthermore, it is easy to make the soft magnetic alloy excellent in corrosion resistance.
  • the soft magnetic alloy having the above composition can be easily used as a starting material of the soft magnetic alloy in which Fe-based nanocrystals are precipitated.
  • the Fe-based nanocrystal is a crystal whose particle size is nano order and whose crystal structure of Fe is bcc (body-centered cubic lattice structure). In the present embodiment, it is preferable to precipitate Fe-based nanocrystals having an average particle size of 5 to 30 nm.
  • a soft magnetic alloy in which such Fe-based nanocrystals are precipitated has a high saturation magnetic flux density and tends to have a low coercivity.
  • the soft magnetic alloy before heat treatment may be completely amorphous only, but is composed of amorphous and initial fine crystals having a particle size of 15 nm or less, and the initial fine crystals are in the amorphous state. It is preferred to have the nanoheterostructure present in By having the nanoheterostructure in which the initial microcrystals exist in the amorphous state, it becomes easy to precipitate Fe-based nanocrystals during heat treatment.
  • the initial crystallites preferably have an average particle size of 0.3 to 10 nm.
  • M is one or more selected from the group consisting of Nb, Hf, Zr, Ta, Ti, Mo, W and V. Further, from the viewpoint of improving the saturation magnetic flux density, it is preferable that the ratio of the element selected from the group consisting of Nb, Hf and Zr in the whole of M exceeds 50 at%.
  • the content (a) of M satisfies 0.030 ⁇ a ⁇ 0.15.
  • a crystal phase consisting of crystals larger than 15 nm is likely to be generated in the soft magnetic alloy before heat treatment, Fe-based nanocrystals can not be precipitated by heat treatment, and the coercivity tends to be high.
  • the temporal change of the saturation magnetic flux density and the coercivity tends to be large.
  • the saturation magnetic flux density tends to be low.
  • the change with time of the coercivity tends to be large.
  • the content (b) of B satisfies 0.020 ⁇ b ⁇ 0.20. Moreover, it is preferable to satisfy 0.025 ⁇ b ⁇ 0.20, and it is more preferable to satisfy 0.025 ⁇ b ⁇ 0.10.
  • b is small, a crystal phase consisting of crystals having a grain size of more than 15 nm is easily generated in the soft magnetic alloy before heat treatment, Fe-based nanocrystals can not be precipitated by heat treatment, and coercivity tends to be high. Become. Furthermore, the temporal change of the saturation magnetic flux density and the coercivity tends to be large. When b is large, the saturation magnetic flux density tends to be low. Furthermore, the change with time of the coercivity tends to be large.
  • the content (c) of Si satisfies 0 ⁇ c ⁇ 0.050. Further, it is preferable to satisfy 0.001 ⁇ c ⁇ 0.040, and it is more preferable to satisfy 0.010 ⁇ c ⁇ 0.030. When c is too small and c is too large, the change with time of the saturation magnetic flux density and the change with time of the coercivity tend to be large.
  • the Fe content (1- (a + b + c)) is not particularly limited, but it is preferable to satisfy 0.73 ⁇ 1 ⁇ (a + b + c) ⁇ 0.95.
  • the saturation magnetic flux density can be easily improved.
  • the soft magnetic alloy before heat treatment comprises an initial microcrystal having a particle size of 15 nm or less, and the nanoheterostructure in which the initial microcrystal exists in the amorphous state. Tends to form an amorphous phase.
  • the above-mentioned Fe content (1- (a + b + c)) is a value obtained by rounding off the third digit after the decimal point.
  • the content (d) of C satisfies 0 ⁇ d ⁇ 0.030. Further, it is preferable to satisfy 0.001 ⁇ d ⁇ 0.025, and it is more preferable to satisfy 0.005 ⁇ d ⁇ 0.020. When d is too small and d is too large, the change with time of the saturation magnetic flux density and the change with time of the coercivity tend to be large.
  • a part of Fe may be replaced with X1 and / or X2.
  • X1 is one or more selected from the group consisting of Co and Ni.
  • the number of atoms of X 1 is preferably 40 at% or less, where the number of atoms in the entire composition is 100 at%. That is, it is preferable to satisfy 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1- (a + b + c) ⁇ (1-d) ⁇ 0.40.
  • X2 is at least one selected from the group consisting of W, Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, N, O and rare earth elements.
  • the number of atoms of X 2 is preferably 3.0 at% or less, where the number of atoms in the entire composition is 100 at%. That is, it is preferable to satisfy 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1- (a + b + c) ⁇ (1-d) ⁇ 0.030.
  • the range of the amount of substitution for substituting Fe with X 1 and / or X 2 is half or less of Fe on an atomic number basis. That is, 0 ⁇ ⁇ + ⁇ ⁇ 0.50. In the case of ⁇ + ⁇ > 0.50, it becomes difficult to form a Fe-based nanocrystal alloy by heat treatment.
  • the soft magnetic alloy according to this embodiment may contain an element other than the above as an unavoidable impurity. For example, 1% by weight or less of 100% by weight of the soft magnetic alloy may be contained.
  • the manufacturing method of the soft-magnetic alloy which concerns on this embodiment.
  • a method of manufacturing a thin magnetic alloy ribbon according to the present embodiment by a single roll method.
  • the ribbon may be a continuous ribbon.
  • the single roll method first, pure metals of each metal element contained in the soft magnetic alloy finally obtained are prepared, and weighed so as to have the same composition as the soft magnetic alloy finally obtained. Then, pure metals of the respective metal elements are melted and mixed to prepare a mother alloy.
  • the method of dissolving the pure metal is not particularly limited. For example, there is a method in which the pure metal is dissolved by high frequency heating after being evacuated in a chamber.
  • the mother alloy and the soft magnetic alloy consisting of Fe-based nanocrystals finally obtained generally have the same composition.
  • the temperature of the molten metal is not particularly limited, but can be, for example, 1200 to 1500.degree.
  • the thickness of the thin ribbon obtained can be adjusted mainly by adjusting the rotational speed of the roll 33.
  • the distance between the nozzle and the roll, the temperature of the molten metal, etc. should be adjusted.
  • Even the thickness of the obtained ribbon can be adjusted.
  • the thickness of the ribbon is not particularly limited, but may be, for example, 5 to 30 ⁇ m.
  • the ribbon is amorphous which does not contain crystals larger than 15 nm in diameter.
  • An Fe-based nanocrystalline alloy can be obtained by subjecting the amorphous ribbon to a heat treatment described later.
  • the thin ribbon before heat treatment may not contain any initial microcrystal having a particle diameter of less than 15 nm, but it is preferable to contain initial microcrystal. That is, the thin ribbon before heat treatment is preferably a nanoheterostructure composed of amorphous and the initial microcrystals present in the amorphous. There is no particular limitation on the particle size of the initial crystallites, but the average particle size is preferably in the range of 0.3 to 10 nm.
  • the method for observing the presence or absence of the initial microcrystals and the average particle diameter is not particularly limited, but for example, a limited field diffraction image of a sample exfoliated by ion milling using a transmission electron microscope, This can be confirmed by obtaining a nanobeam diffraction image, a bright field image or a high resolution image.
  • a limited field diffraction image or a nanobeam diffraction image ring diffraction is formed in the case of amorphous in the diffraction pattern, while diffraction spots due to the crystal structure occur in the case of nonamorphous. It is formed.
  • a bright field image or a high resolution image the presence or absence of the initial microcrystal and the average particle diameter can be observed by visual observation at a magnification of 1.00 ⁇ 10 5 to 3.00 ⁇ 10 5. .
  • the temperature of the roll is preferably 4 to 30 ° C. for amorphization. As the rotational speed of the roll is higher, the average grain size of the initial crystallites tends to be smaller, and 25 to 30 m / sec. It is preferable to obtain initial microcrystals having an average particle diameter of 0.3 to 10 nm.
  • the atmosphere in the chamber is preferably in the air in consideration of cost.
  • the heat treatment conditions for producing the Fe-based nanocrystalline alloy are not particularly limited. Preferred heat treatment conditions differ depending on the composition of the soft magnetic alloy. Usually, the preferable heat treatment temperature is about 400 to 700 ° C., and the preferable heat treatment time is about 0.5 to 10 hours. However, depending on the composition, preferable heat treatment temperatures and heat treatment times may exist outside the above ranges. Moreover, there is no restriction
  • a method of obtaining the soft magnetic alloy according to the present embodiment there is a method of obtaining a powder of the soft magnetic alloy according to the present embodiment by, for example, a water atomizing method or a gas atomizing method other than the single roll method described above.
  • the gas atomization method will be described below.
  • a molten alloy at 1200 to 1500 ° C. is obtained in the same manner as the single roll method described above. Thereafter, the molten alloy is sprayed in a chamber to produce a powder.
  • Heat treatment is performed at 400 to 700 ° C. for 0.5 to 10 minutes after the powder is produced by gas atomization, whereby the respective powders are sintered to prevent the coarsening of the powder while diffusing the elements.
  • thermodynamic equilibrium state it is possible to reach the thermodynamic equilibrium state in a short time, to remove strain and stress, and to obtain an Fe-based soft magnetic alloy having an average particle diameter of 10 to 50 nm.
  • the shape of the soft magnetic alloy according to the present embodiment is not particularly limited. As described above, although a thin strip shape or a powder shape is exemplified, a block shape or the like may be considered in addition thereto.
  • the soft magnetic alloy Fe-based nanocrystal alloy
  • magnetic parts may be mentioned, and in particular, a magnetic core may be mentioned. It can be suitably used as a core for inductors, particularly for power inductors.
  • the soft magnetic alloy according to the present embodiment can be suitably used not only for a magnetic core but also for a thin film inductor and a magnetic head.
  • the method of obtaining a magnetic component, especially a magnetic core and an inductor from the soft magnetic alloy which concerns on this embodiment is demonstrated, the method of obtaining a magnetic core and an inductor from the soft magnetic alloy which concerns on this embodiment is not limited to the following method. Moreover, as an application of a magnetic core, a transformer, a motor, etc. are mentioned besides an inductor.
  • Examples of a method of obtaining a magnetic core from a ribbon-shaped soft magnetic alloy include a method of winding a ribbon-shaped soft magnetic alloy and a method of laminating. When laminating a thin strip-shaped soft magnetic alloy through an insulator, it is possible to obtain a magnetic core with further improved characteristics.
  • a method of obtaining a magnetic core from a soft magnetic alloy in powder form for example, a method of appropriately mixing with a binder and then molding using a mold can be mentioned.
  • a method of appropriately mixing with a binder and then molding using a mold can be mentioned.
  • an oxidation treatment, an insulating film, or the like to the powder surface before mixing with the binder, the specific resistance is improved, and the magnetic core becomes more compatible with the high frequency band.
  • the molding method there is no particular limitation on the molding method, and molding using a mold or molding may be exemplified. There is no restriction
  • the mixing ratio of the soft magnetic alloy powder to the binder is not particularly limited. For example, 1 to 10% by mass of a binder is mixed with 100% by mass of the soft magnetic alloy powder.
  • the space factor is 70% or more
  • 1.6 A magnetic core having a magnetic flux density of 0.45 T or more and a specific resistance of 1 ⁇ ⁇ cm or more when a magnetic field of 10 4 A / m is applied can be obtained.
  • the above-mentioned characteristics are characteristics equal to or more than a general ferrite core.
  • a binder of 1 to 3% by mass is mixed with 100% by mass of soft magnetic alloy powder, and compression molding is performed using a mold under a temperature condition equal to or higher than the softening point of the binder.
  • a dust core having a magnetic flux density of 0.9 T or more and a specific resistance of 0.1 ⁇ ⁇ cm or more when a magnetic field of 1.6 ⁇ 10 4 A / m is applied.
  • the above-mentioned characteristics are superior to general dust cores.
  • the core loss is further reduced and the usefulness is enhanced by subjecting the above-described magnetic core to a heat treatment after forming as a strain removing heat treatment.
  • the core loss of a magnetic core falls by reducing the coercive force of the magnetic body which comprises a magnetic core.
  • an inductance component can be obtained by winding the magnetic core.
  • the method of forming the winding and the method of manufacturing the inductance component there is a method of winding a winding at least one turn or more around the magnetic core manufactured by the above method.
  • soft magnetic alloy paste is formed by adding a binder and a solvent to soft magnetic alloy particles to form a paste, and binder and solvent are added to a conductive metal for coils to form a paste
  • An inductance component can be obtained by printing and laminating the conductor paste alternately and then heating and firing.
  • a soft magnetic alloy sheet is produced using a soft magnetic alloy paste, a conductor paste is printed on the surface of the soft magnetic alloy sheet, and these are stacked and fired to form an inductance component in which a coil is embedded in a magnetic body. You can get it.
  • soft magnetic alloy powder having a maximum particle diameter of 45 ⁇ m or less as a sieve diameter and a central particle diameter (D50) of 30 ⁇ m or less. It is preferable to obtain Q characteristics.
  • a sieve of 45 ⁇ m mesh may be used, and only soft magnetic alloy powder passing through the sieve may be used.
  • the Q value in the high frequency region tends to decrease as the soft magnetic alloy powder having the larger maximum particle diameter is used, and particularly when using the soft magnetic alloy powder having a maximum particle diameter exceeding 45 ⁇ m in the sieve diameter, The Q value may decrease significantly.
  • the raw material metals were weighed so as to have the alloy compositions of the respective examples and comparative examples shown in the following table, and were melted by high frequency heating to produce a mother alloy.
  • the prepared master alloy is heated and melted to form a molten metal at 1300 ° C., and then the metal is rolled by a single roll method using a roll at 20 ° C. in the air at the rotation speed shown in the table below.
  • the jet was made and a thin ribbon was made.
  • the rotational speed is 30 m / sec.
  • the thickness of the ribbon is 20 to 25 ⁇ m, the width of the ribbon is about 15 mm, and the length of the ribbon is about 10 m.
  • the obtained thin ribbons were subjected to X-ray diffraction measurement to confirm the presence or absence of crystals having a particle diameter of greater than 15 nm. Then, when there is no crystal having a particle diameter larger than 15 nm, it is considered to be an amorphous phase, and when a crystal having a particle diameter larger than 15 nm is present, it is considered to be a crystal phase.
  • each ribbon was subjected to oxidation treatment for 3000 minutes, and the saturation magnetic flux density (Bs 3000 ) and coercivity (Hc 3000 ) after the oxidation treatment were measured.
  • the oxidation treatment was performed under the atmosphere atmosphere at 150 ° C. for 50 hours.
  • the case of Bs 0 1.1.30T, Bs 3000 / Bs 0 ⁇ 0.85, Hc 0 ⁇ 10.0 A / m and Hc 3000 / Hc 0 ⁇ 1.30 is considered to be good. Further, the case of Bs 0 1.61.60 T and Hc 0 ⁇ 5.0 A / m was made better, and the case of Bs 0 1.61.60 T and Hc 0 ⁇ 3.0 A / m was made the best.
  • X-ray diffraction measurement and transmission electron microscope all have an Fe-based nanocrystal having an average particle diameter of 5 to 30 nm and a crystal structure of bcc. It confirmed by observation using.
  • Table 1 describes examples and comparative examples in which the content (a) of M is changed.
  • the example in which the content of each component is within the predetermined range was good in saturation magnetic flux density and coercivity before oxidation treatment. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small.
  • Table 2 describes examples and comparative examples in which the content (b) of B was changed.
  • the example in which the content of each component is within the predetermined range was good in saturation magnetic flux density and coercivity before oxidation treatment. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small.
  • Table 3 changed the content (a) of M or the content (b) of B within the scope of the present invention, and further changed the content (c) of Si and the content (d) of C simultaneously. Examples and Comparative Examples are described.
  • the example in which the content of each component is within the predetermined range was good in saturation magnetic flux density and coercivity before oxidation treatment. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small.
  • Table 4 describes examples and comparative examples in which the content (c) of Si and / or the content (d) of C is changed.
  • the example in which the content of each component is within the predetermined range was good in saturation magnetic flux density and coercivity before oxidation treatment. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small.
  • Table 5 describes the example which changed the kind of M.
  • the content of each component was within the predetermined range even if the type of M was changed, the saturation magnetic flux density and the coercivity before the oxidation treatment were good. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small. In particular, the residual magnetic flux density tends to be improved when Nb, Hf or Zr is used.
  • Table 6 describes the example which used two types of elements as M.
  • the saturation magnetic flux density and the coercivity before the oxidation treatment were good. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small. In particular, when two elements selected from Nb, Hf and Zr were used, the saturation magnetic flux density tended to improve.
  • Table 7 describes examples and comparative examples using three types of elements as M.
  • the saturation magnetic flux density and the coercivity before the oxidation treatment were good. Furthermore, the change in saturation magnetic flux density and the change in coercivity due to the oxidation treatment were small. In particular, the saturation magnetic flux density tends to be improved when the ratio of Nb, Hf and Zr in the whole M exceeds 50 at% by using two or more elements selected from Nb, Hf and Zr.
  • the ribbon before heat treatment was a crystalline phase
  • the ribbon before heat treatment was a crystalline phase
  • Table 8 is an example in which a part of Fe is replaced with X1 and / or X2 in Example 28.
  • Table 9 is an example in which the average grain size of the initial crystallites and the average grain size of the Fe-based nanocrystalline alloy were changed by changing the rotational speed of the roll and / or the heat treatment temperature for Example 28.
  • the average grain size of the initial crystallites is 0.3 to 10 nm and the average grain size of the Fe-based nanocrystalline alloy is 5 to 30 nm, good characteristics are exhibited as compared with the case where the average grain size is outside the above range. It was a trend.

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Abstract

高い飽和磁束密度および低い保磁力を両立した優れた軟磁気特性を有し、さらに飽和磁束密度の経時変化が小さく、保磁力の経時変化も小さい軟磁性合金等を提供する。　組成式（（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））ＭａＢｂＳｉｃ）１－ｄＣｄからなる軟磁性合金である。Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上である。Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上である。ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上である。０．０３０≦ａ≦０．１５、０．０２０＜ｂ≦０．２０、０＜ｃ＜０．０５０、０＜ｄ＜０．０３０、α≧０、β≧０、０≦α＋β≦０．５０である。

Description

軟磁性合金および磁性部品
　本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。
　近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用させる磁器素子の磁心には飽和磁束密度の向上およびコアロス（磁心損失）の低減が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、高効率化および省エネルギー化が図られる。
　特許文献１には、Ｆｅ－Ｂ－Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系の軟磁性非晶質合金が記載されている。本軟磁性非晶質合金は市販のＦｅアモルファスと比べて高い飽和磁束密度を有するなど、良好な軟磁気特性を有する。
特許第３３４２７６７号
　なお、上記の磁心のコアロスを低減する方法として、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することが考えられる。
　しかしながら、特許文献１の合金組成物は時間の経過に伴い飽和磁束密度および保磁力が大きく変化してしまう。すなわち、時間の経過に対する安定性が十分ではないという問題がある。
　本発明は、高い飽和磁束密度および低い保磁力を両立した優れた軟磁気特性を有し、さらに飽和磁束密度の経時変化が小さく、保磁力の経時変化も小さい軟磁性合金等を提供することを目的とする。
　上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
　組成式（（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））ＭａＢｂＳｉｃ）１－ｄＣｄからなる軟磁性合金であって、
　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
　０．０３０≦ａ≦０．１５
　０．０２０＜ｂ≦０．２０
　０＜ｃ＜０．０５０
　０＜ｄ＜０．０３０
　α≧０
　β≧０
　０≦α＋β≦０．５０
　であることを特徴とする。
　本発明に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することで、熱処理を施すことによりＦｅ基ナノ結晶合金となりやすい構造を有しやすい。また、上記の特徴を有するＦｅ基ナノ結晶合金は飽和磁束密度が高く保磁力が低いという好ましい軟磁気特性を有する軟磁性合金となる。さらに、上記の特徴を有するＦｅ基ナノ結晶合金は、飽和磁束密度の経時変化が小さく、保磁力の経時変化も小さい。
　本発明に係る軟磁性合金は、０．７３≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９５であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝（１－ｄ）≦０．４０であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、α＝０であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝（１－ｄ）≦０．０３０であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、β＝０であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、α＝β＝０であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、非晶質および初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有していてもよい。
　前記初期微結晶の平均粒径が０．３～１０ｎｍであってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有していてもよい。
　前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５～３０ｎｍであってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、薄帯形状であってもよい。
　本発明に係る軟磁性合金は、粉末形状であってもよい。
　また、本発明に係る磁性部品は、上記の軟磁性合金からなる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｆｅ，Ｍ，Ｂ，ＳｉおよびＣの含有量がそれぞれ特定の範囲内である組成を有する。具体的には、組成式（（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））ＭａＢｂＳｉｃ）１－ｄＣｄからなる軟磁性合金であって、
　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
　０．０３０≦ａ≦０．１５
　０．０２０＜ｂ≦０．２０
　０＜ｃ＜０．０５０
　０＜ｄ＜０．０３０
　α≧０
　β≧０
　０≦α＋β≦０．５０
である組成を有する。
　上記の組成を有する軟磁性合金は、非晶質からなり、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相を含まない軟磁性合金としやすい。そして、当該軟磁性合金を熱処理する場合には、Ｆｅ基ナノ結晶を析出しやすい。そして、Ｆｅ基ナノ結晶を含む軟磁性合金は良好な磁気特性を有しやすい。さらに、耐食性も優れた軟磁性合金としやすい。
　言いかえれば、上記の組成を有する軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金の出発原料としやすい。
　Ｆｅ基ナノ結晶とは、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である結晶のことである。本実施形態においては、平均粒径が５～３０ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶を析出させることが好ましい。このようなＦｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金は、飽和磁束密度が高くなり、保磁力が低くなりやすい。
　なお、熱処理前の軟磁性合金は完全に非晶質のみからなっていてもよいが、非晶質および粒径が１５ｎｍ以下である初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することが好ましい。初期微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することにより、熱処理時にＦｅ基ナノ結晶を析出させやすくなる。なお、本実施形態では、前記初期微結晶は平均粒径が０．３～１０ｎｍであることが好ましい。
　以下、本実施形態に係る軟磁性合金の各成分について詳細に説明する。
　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上である。また、飽和磁束密度を向上させる観点から、Ｍ全体に占めるＮｂ，ＨｆおよびＺｒからなる群から選択される元素の割合が５０ａｔ％を超えることが好ましい。
　Ｍの含有量（ａ）は０．０３０≦ａ≦０．１５を満たす。ａが小さい場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。さらに、飽和磁束密度および保磁力の経時変化が大きくなりやすくなる。ａが大きい場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなる。さらに、保磁力の経時変化が大きくなりやすくなる。
　Ｂの含有量（ｂ）は０．０２０＜ｂ≦０．２０を満たす。また、０．０２５≦ｂ≦０．２０を満たすことが好ましく、０．０２５≦ｂ≦０．１０を満たすことがより好ましい。ｂが小さい場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。さらに、飽和磁束密度および保磁力の経時変化が大きくなりやすくなる。ｂが大きい場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなる。さらに、保磁力の経時変化が大きくなりやすくなる。
　Ｓｉの含有量（ｃ）は０＜ｃ＜０．０５０を満たす。また、０．００１≦ｃ≦０．０４０を満たすことが好ましく、０．０１０≦ｃ≦０．０３０を満たすことがさらに好ましい。ｃが小さすぎる場合およびｃが大きすぎる場合には、飽和磁束密度の経時変化および保磁力の経時変化が大きくなりやすくなる。
　Ｆｅの含有量（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））については、特に制限はないが０．７３≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９５を満たすことが好ましい。０．７３≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）である場合には飽和磁束密度を向上させやすい。また、１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９５である場合には熱処理前の軟磁性合金に、粒径が１５ｎｍ以下の初期微結晶からなり、前記初期微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有する非晶質相が生じやすい。なお、上記のＦｅの含有量（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））は小数点以下３桁目を四捨五入した数値である。
　Ｃの含有量（ｄ）は０＜ｄ＜０．０３０を満たす。また、０．００１≦ｄ≦０．０２５を満たすことが好ましく、０．００５≦ｄ≦０．０２０を満たすことがさらに好ましい。ｄが小さすぎる場合およびｄが大きすぎる場合には、飽和磁束密度の経時変化および保磁力の経時変化が大きくなりやすくなる。
　本実施形態に係る軟磁性合金は、Ｓｉのみを含有する場合（ｃ＝０）、またはＣのみを含有する場合（ｄ＝０）と比較して、ＳｉとＣとを同時に含有することで著しく飽和磁束密度の経時変化および保磁力の経時変化を小さくすることができる。
　また、本実施形態に係る軟磁性合金においては、Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換してもよい。
　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上である。Ｘ１の含有量（α）はα＝０でもよい。すなわち、Ｘ１は含有しなくてもよい。また、Ｘ１の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として４０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝（１－ｄ）≦０．４０を満たすことが好ましい。
　Ｘ２はＷ，Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上である。Ｘ２の含有量（β）はβ＝０でもよい。すなわち、Ｘ２は含有しなくてもよい。また、Ｘ２の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝（１－ｄ）≦０．０３０を満たすことが好ましい。
　ＦｅをＸ１および／またはＸ２に置換する置換量の範囲としては、原子数ベースでＦｅの半分以下とする。すなわち、０≦α＋β≦０．５０とする。α＋β＞０．５０の場合には、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶合金とすることが困難となる。
　なお、本実施形態に係る軟磁性合金は上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。例えば、軟磁性合金１００重量％に対して１重量％以下、含んでいてもよい。
　以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する
　本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。また、薄帯は連続薄帯であってもよい。
　単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各金属元素の純金属を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各金属元素の純金属を溶解し、混合して母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られるＦｅ基ナノ結晶からなる軟磁性合金とは通常、同組成となる。
　次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（浴湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１２００～１５００℃とすることができる。
　単ロール法においては、主にロール３３の回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズルとロールとの間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば５～３０μｍとすることができる。
　後述する熱処理前の時点では、薄帯は粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない非晶質である。非晶質である薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。
　なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が含まれているか否かを確認する方法には特に制限はない。例えば、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。
　また、熱処理前の薄帯には、粒径が１５ｎｍ未満の初期微結晶が全く含まれていなくてもよいが、初期微結晶が含まれていることが好ましい。すなわち、熱処理前の薄帯は、非晶質および該非晶質中に存在する該初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であることが好ましい。なお、初期微結晶の粒径に特に制限はないが、平均粒径が０．３～１０ｎｍの範囲内であることが好ましい。
　また、上記の初期微結晶の有無および平均粒径の観察方法については、特に制限はないが、例えば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。制限視野回折像またはナノビーム回折像を用いる場合、回折パターンにおいて非晶質の場合にはリング状の回折が形成されるのに対し、非晶質ではない場合には結晶構造に起因した回折斑点が形成される。また、明視野像または高分解能像を用いる場合には、倍率１．００×１０５～３．００×１０５倍で目視にて観察することで初期微結晶の有無および平均粒径を観察できる。
　ロールの温度、回転速度およびチャンバー内部の雰囲気には特に制限はない。ロールの温度は４～３０℃とすることが非晶質化のため好ましい。ロールの回転速度は速いほど初期微結晶の平均粒径が小さくなる傾向にあり、２５～３０ｍ／ｓｅｃ．とすることが平均粒径０．３～１０ｎｍの初期微結晶を得るためには好ましい。チャンバー内部の雰囲気はコスト面を考慮すれば大気中とすることが好ましい。
　また、Ｆｅ基ナノ結晶合金を製造するための熱処理条件には特に制限はない。軟磁性合金の組成により好ましい熱処理条件は異なる。通常、好ましい熱処理温度は概ね４００～７００℃、好ましい熱処理時間は概ね０．５～１０時間となる。しかし、組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理温度および熱処理時間が存在する場合もある。また、熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ａｒガス中のような不活性雰囲気下で行ってもよい。
　また、得られたＦｅ基ナノ結晶合金における平均粒径の算出方法には特に制限はない。例えば透過電子顕微鏡を用いて観察することで算出できる。また、結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であること確認する方法にも特に制限はない。例えばＸ線回折測定を用いて確認することができる。
　また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金の粉体を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。
　ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１２００～１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。
　このとき、ガス噴射温度を４～３０℃とし、チャンバー内の蒸気圧を１ｈＰａ以下とすることで、上記の好ましいナノヘテロ構造を得やすくなる。
　ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、４００～７００℃で０．５～１０分、熱処理を行うことで、各粉体同士が焼結し粉体が粗大化することを防ぎつつ元素の拡散を促し、熱力学的平衡状態に短時間で到達させることができ、歪や応力を除去することができ、平均粒径が１０～５０ｎｍのＦｅ基軟磁性合金を得やすくなる。
　以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。
　本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にもブロック形状等も考えられる。
　本実施形態に係る軟磁性合金（Ｆｅ基ナノ結晶合金）の用途には特に制限はない。例えば、磁性部品が挙げられ、その中でも特に磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッドにも好適に用いることができる。
　以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁性部品、特に磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。また、磁心の用途としては、インダクタの他にも、トランスおよびモータなどが挙げられる。
　薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、薄帯形状の軟磁性合金を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。薄帯形状の軟磁性合金を積層する際に絶縁体を介して積層する場合には、さらに特性を向上させた磁芯を得ることができる。
　粉末形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形する方法が挙げられる。また、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被膜等を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した磁心となる。
　成形方法に特に制限はなく、金型を用いる成形やモールド成形などが例示される。バインダの種類に特に制限はなく、シリコーン樹脂が例示される。軟磁性合金粉末とバインダとの混合比率にも特に制限はない。例えば軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１～１０質量％のバインダを混合させる。
　例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１～５質量％のバインダを混合させ、金型を用いて圧縮成形することで、占積率（粉末充填率）が７０％以上、１．６×１０４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４５Ｔ以上、かつ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上である磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的なフェライト磁心と同等以上の特性である。
　また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１～３質量％のバインダを混合させ、バインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで、占積率が８０％以上、１．６×１０４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。
　さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。なお、磁心のコアロスは、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することで低下する。
　また、上記磁心に巻線を施すことでインダクタンス部品が得られる。巻線の施し方およびインダクタンス部品の製造方法には特に制限はない。例えば、上記の方法で製造した磁心に巻線を少なくとも１ターン以上巻き回す方法が挙げられる。
　さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、巻線コイルが磁性体に内蔵されている状態で加圧成形し一体化することでインダクタンス部品を製造する方法がある。この場合には高周波かつ大電流に対応したインダクタンス部品を得やすい。
　さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、軟磁性合金粒子にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した軟磁性合金ペースト、および、コイル用の導体金属にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した導体ペーストを交互に印刷積層した後に加熱焼成することで、インダクタンス部品を得ることができる。あるいは、軟磁性合金ペーストを用いて軟磁性合金シートを作製し、軟磁性合金シートの表面に導体ペーストを印刷し、これらを積層し焼成することで、コイルが磁性体に内蔵されたインダクタンス部品を得ることができる。
　ここで、軟磁性合金粒子を用いてインダクタンス部品を製造する場合には、最大粒径が篩径で４５μｍ以下、中心粒径（Ｄ５０）が３０μｍ以下の軟磁性合金粉末を用いることが、優れたＱ特性を得る上で好ましい。最大粒径を篩径で４５μｍ以下とするために、目開き４５μｍの篩を用い、篩を通過する軟磁性合金粉末のみを用いてもよい。
　最大粒径が大きな軟磁性合金粉末を用いるほど高周波領域でのＱ値が低下する傾向があり、特に最大粒径が篩径で４５μｍを超える軟磁性合金粉末を用いる場合には、高周波領域でのＱ値が大きく低下する場合がある。ただし、高周波領域でのＱ値を重視しない場合には、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を使用可能である。バラツキの大きな軟磁性合金粉末は比較的安価で製造できるため、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を用いる場合には、コストを低減することが可能である。
　以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。
　下表に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。
　その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、大気中において２０℃のロールを下表に示す回転速度で用いた単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。回転速度の記載がない実施例および比較例では回転速度３０ｍ／ｓｅｃ．とした。薄帯の厚さ２０～２５μｍ、薄帯の幅約１５ｍｍ、薄帯の長さ約１０ｍとした。
　得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶の有無を確認した。そして、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在しない場合には非晶質相からなるとし、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在する場合には結晶相からなるとした。
　その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、下表に示す熱処理温度で熱処理を行った。熱処理温度の記載がない実施例および比較例では５５０℃で熱処理を行った。熱処理後の各薄帯に対し、後述する酸化処理前の飽和磁束密度（Ｂｓ０）および保磁力（Ｈｃ０）を測定した。飽和磁束密度は振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて磁場１０００ｋＡ／ｍで測定した。保磁力は直流ＢＨトレーサーを用いて磁場５ｋＡ／ｍで測定した。
　さらに、各薄帯に対して３０００分間の酸化処理を施し、酸化処理後の飽和磁束密度（Ｂｓ３０００）および保磁力（Ｈｃ３０００）を測定した。酸化処理は大気雰囲気下で１５０℃５０時間の条件下で行った。
　本実施例では、Ｂｓ０≧１．３０Ｔ、Ｂｓ３０００／Ｂｓ０≦０．８５、Ｈｃ０≦１０．０Ａ／ｍおよびＨｃ３０００／Ｈｃ０≦１．３０である場合を良好とした。また、Ｂｓ０≧１．６０ＴおよびＨｃ０≦５．０Ａ／ｍである場合をさらに良好とし、Ｂｓ０≧１．６０ＴおよびＨｃ０≦３．０Ａ／ｍである場合を最も良好とした。
　なお、以下に示す実施例では特に記載の無い限り、全て平均粒径が５～３０ｎｍであり結晶構造がｂｃｃであるＦｅ基ナノ結晶を有していたことをＸ線回折測定、および透過電子顕微鏡を用いた観察で確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表１はＭの含有量（ａ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。
　各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。
　これに対し、ａ＝０．０２５である比較例は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく高くなった。さらに、酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が大きくなった。また、ａ＝０．１８０である比較例は飽和磁束密度が低下し、酸化処理による保磁力の変化が大きくなった。
　表２はＢの含有量（ｂ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。
　各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。
　これに対し、ｂ＝０．０２０である比較例は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく高くなった。さらに、酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が大きくなった。また、ｂ＝０．２３０である比較例は飽和磁束密度が低下し、酸化処理による保磁力の変化が大きくなった。
　表３は本願発明の範囲内でＭの含有量（ａ）またはＢの含有量（ｂ）を変化させ、さらに、Ｓｉの含有量（ｃ）およびＣの含有量（ｄ）を同時に変化させた実施例および比較例を記載したものである。
　各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。
　これに対し、ｃ＝０かつｄ＝０である比較例、すなわちＳｉおよびＣを含まない比較例は酸化処理による保磁力の飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が大きくなった。また、一部の比較例では保磁力も大きくなった。
　表４はＳｉの含有量（ｃ）および／またはＣの含有量（ｄ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。
　各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。
　これに対し、ｃ＝０である比較例、ｃ＝０．０５０である比較例、ｄ＝０である比較例およびｄ＝０．０３０である比較例は、酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が大きくなった。
　表５はＭの種類を変化させた実施例を記載したものである。
　Ｍの種類を変化させても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。特にＮｂ，ＨｆまたはＺｒを用いた場合に残留磁束密度が向上する傾向にあった。
　表６はＭとして２種類の元素を用いた実施例を記載したものである。
　Ｍの種類を変化させても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。特にＮｂ，ＨｆおよびＺｒから２種類の元素を選択して用いた場合に飽和磁束密度が向上する傾向にあった。
　表７はＭとして３種類の元素を用いた実施例および比較例を記載したものである。
　Ｍの種類を変化させても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は酸化処理前の飽和磁束密度および保磁力が良好であった。さらに酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が小さかった。特にＮｂ，ＨｆおよびＺｒから２種類以上の元素を選択して用い、Ｍ全体に占めるＮｂ，ＨｆおよびＺｒの割合が５０ａｔ％を超えた場合に飽和磁束密度が向上する傾向にあった。
　これに対し、ａ＝０．０２９である比較例は、熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力が著しく高くなった。さらに、酸化処理による飽和磁束密度の変化および保磁力の変化が大きくなった。また、ａ＝０．１６０である比較例は、飽和磁束密度が低下し、酸化処理による保磁力の変化が大きくなった。
　表８は実施例２８についてＦｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換した実施例である。
　Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換しても良好な特性を示した。
　表９は実施例２８についてロールの回転速度および／または熱処理温度を変化させることで初期微結晶の平均粒径およびＦｅ基ナノ結晶合金の平均粒径を変化させた実施例である。
　初期微結晶の平均粒径が０．３～１０ｎｍであり、Ｆｅ基ナノ結晶合金の平均粒径が５～３０ｎｍである場合には、上記の範囲を外れる場合と比較して良好な特性を示す傾向にあった。

Claims (14)

  1. 　組成式（（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ））ＭａＢｂＳｉｃ）１－ｄＣｄからなる軟磁性合金であって、
    　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
    　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
    　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
    　０．０３０≦ａ≦０．１５
    　０．０２０＜ｂ≦０．２０
    　０＜ｃ＜０．０５０
    　０＜ｄ＜０．０３０
    　α≧０
    　β≧０
    　０≦α＋β≦０．５０
    　であることを特徴とする軟磁性合金。
  2. 　０．７３≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ）≦０．９５である請求項１に記載の軟磁性合金。
  3. 　０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝（１－ｄ）≦０．４０である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
  4. 　α＝０である請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金。
  5. 　０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ）｝（１－ｄ）≦０．０３０である請求項１～４のいずれかに記載の軟磁性合金。
  6. 　β＝０である請求項１～５のいずれかに記載の軟磁性合金。
  7. 　α＝β＝０である請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金。
  8. 　非晶質および初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有する請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金。
  9. 　前記初期微結晶の平均粒径が０．３～１０ｎｍである請求項８に記載の軟磁性合金。
  10. 　Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有する請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金。
  11. 　前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５～３０ｎｍである請求項１０に記載の軟磁性合金。
  12. 　薄帯形状である請求項１～１１のいずれかに記載の軟磁性合金。
  13. 　粉末形状である請求項１～１１のいずれかに記載の軟磁性合金。
  14. 　請求項１～１３のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。
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