WO2019138730A1 - 軟磁性合金薄帯および磁性部品 - Google Patents

軟磁性合金薄帯および磁性部品 Download PDF

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WO2019138730A1
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暁斗 長谷川
広修 熊岡
和宏 吉留
裕之 松元
賢治 堀野
功 中畑
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Tdk株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to soft magnetic alloy ribbons and magnetic parts.
  • a soft magnetic alloy ribbon is used as a material for producing a core of a magnetic element used in a power supply circuit.
  • the space factor of the core after producing the core using the soft magnetic alloy ribbon that is, the ratio of the conductor in the cross section of the core is also high Is required.
  • Patent Document 1 describes a Fe--B--Si based Fe-based amorphous alloy ribbon.
  • the Fe-B-Si Fe-based amorphous alloy ribbon improves the saturation magnetic flux density of the ribbon itself by controlling the surface roughness, and the space factor of the core after producing the core is also high. can do.
  • An object of the present invention is to provide a soft magnetic alloy ribbon capable of providing a core having a high saturation magnetic flux density and a low coercive force and having a high space factor and a high saturation magnetic flux density.
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present invention is Composition formula (Fe (1- ( ⁇ + ⁇ )) X1 ⁇ X2 ⁇ ) (1- (a + b + c + d + e + f)) a soft magnetic alloy ribbon having a M a B b P c Si d C e consist S f main component, 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, Cu, Cr, Bi, N, O and rare earth elements, M is one or more selected from the group consisting of Nb, Hf, Zr, Ta, Mo, W, Ti and V, 0 ⁇ a ⁇ 0.140 0.020 ⁇ b ⁇ 0.200 0 ⁇ c ⁇ 0.150 0 ⁇ d ⁇ 0.090 0 ⁇ e ⁇ 0.030 0 ⁇ f ⁇ 0.0
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present invention has high saturation magnetic flux density and low coercivity, and space by having the above composition, the structure composed of Fe-based nanocrystals, and the above average roughness. It is a soft magnetic alloy ribbon capable of providing a core having a high rate of saturation flux density.
  • the average particle diameter of the Fe-based nanocrystals may be 5 to 30 nm.
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present invention may satisfy 0.73 ⁇ 1 ⁇ (a + b + c + d + e + f) ⁇ 0.91.
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present invention may satisfy 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1 ⁇ (a + b + c + d + e + f) ⁇ ⁇ 0.40.
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present invention may satisfy 0 ⁇ ⁇ ⁇ 1 ⁇ (a + b + c + d + e + f) ⁇ ⁇ 0.030.
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present invention may be not more than 0.50 .mu.m.
  • the average value of the maximum height roughness when the maximum height roughness is measured along the casting direction on the free surface, the average value of the maximum height roughness may be 0.43 ⁇ m or less.
  • the magnetic component of the present invention comprises the above-mentioned soft magnetic alloy ribbon.
  • FIG. 1 is a schematic view of a single roll method.
  • FIG. 2 is a schematic view of the single roll method.
  • FIG. 3 is a schematic view showing the positions of the edge portion and the central portion.
  • FIG. 4 is an example of a chart obtained by X-ray crystal structure analysis.
  • FIG. 5 is an example of a pattern obtained by profile fitting the chart of FIG.
  • the dimensions of the soft magnetic alloy ribbon of this embodiment are arbitrary.
  • the thickness (length in the z-axis direction) is 15 to 30 ⁇ m
  • the width (length in the y-axis direction) is 100 to 1000 mm It is also good.
  • the thickness of the soft magnetic alloy ribbon 24 is 15 ⁇ m or more, mechanical strength and processability can be sufficiently maintained. Furthermore, the surface undulation (waviness) can be easily reduced, and the space factor of the core can be sufficiently increased. When the thickness is 30 ⁇ m or less, embrittlement during casting can be easily prevented. Furthermore, coarse crystals are less likely to occur in the soft magnetic alloy ribbon 24 before heat treatment.
  • the space factor of a core is the ratio of the conductor in the cross section of a core.
  • the saturation magnetic flux density can be easily improved. This is because the influence of the edge portion 41 where the saturation magnetic flux density tends to be small is small. Further, when the width is 1000 mm or less, the saturation magnetic flux density can be easily improved. It is because it becomes easy to make the cooling rate uniform at the whole thin strip at the time of casting mentioned later.
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 of the present embodiment has an edge portion 41 and a central portion 43 along the width direction (y-axis direction).
  • the edge portion 41 of the soft magnetic alloy ribbon 24 is a region up to 20 mm from the edge of the soft magnetic alloy ribbon 24 along the y-axis direction toward the center (portion where the distance from both edges is equal), ie, one It refers to a region where the distance from the edge is 0 to 20 mm.
  • the central portion 43 of the soft magnetic alloy ribbon 24 is 3 L / 8 from one edge of the soft magnetic alloy ribbon 24 toward the other edge along the y-axis direction, where L is the width of the soft magnetic alloy ribbon 24.
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 of the present embodiment is mainly composed of the compositional formula (Fe (1- ( ⁇ + ⁇ )) X1 ⁇ X2 ⁇ ) (1-(a + b + c + d + e + f)) M a B b P c Si d C e S f
  • 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, Cu, Cr, Bi, N, O and rare earth elements
  • M is one or more selected from the group consisting of Nb, Hf, Zr, Ta, Mo, W, Ti and V, 0 ⁇ a ⁇ 0.140 0.020 ⁇ b ⁇ 0.200 0 ⁇ c ⁇ 0.150 0 ⁇ d ⁇ 0.090 0 ⁇ e ⁇ 0.030 0 ⁇ f ⁇ 0.030 ⁇
  • the soft magnetic alloy ribbon having the above composition When heat treating the soft magnetic alloy ribbon having the above composition, Fe-based nanocrystals are easily precipitated in the soft magnetic alloy ribbon 24.
  • the soft magnetic alloy ribbon having the above-described composition can be easily used as a starting material of the soft magnetic alloy ribbon 24 in which Fe-based nanocrystals are precipitated.
  • the soft magnetic alloy ribbon before heat treatment having the above composition may have a structure consisting only of amorphous, and may have a nanoheterostructure in which initial microcrystallines exist in amorphous. .
  • the initial fine crystals may have an average particle size of 0.3 to 10 nm.
  • the amorphization ratio to be described later is 85% or more, it is assumed to have a structure consisting only of amorphous or a nano hetero structure.
  • Fe-based nanocrystals are crystals having a particle size of nano order and a crystal structure of Fe of bcc (body-centered cubic lattice structure).
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 on which such Fe-based nanocrystals are deposited is likely to have a high saturation magnetic flux density and a low coercivity.
  • the amorphization ratio described later is less than 85%.
  • a soft magnetic alloy ribbon having an amorphization ratio X of 85% or more represented by the following formula (1) has a structure composed of an amorphous phase, and the amorphization ratio X is 85%. It is assumed that the soft magnetic alloy ribbon which is less than has a structure consisting of a crystal phase.
  • X 100- (Ic / (Ic + Ia) ⁇ 100) (1)
  • Ic Crystalline scattering integral intensity
  • Ia Amorphous scattering integral intensity
  • amorphization ratio X X-ray crystal structure analysis is performed on the soft magnetic alloy ribbon by XRD, phase identification is performed, and the peak of crystallized Fe or compound (Ic: crystalline scattering integral intensity, Ia: Amorphous scattering integral intensity) is read out, the crystallization rate is determined from the peak intensity, and it is calculated by the above equation (1).
  • the calculation method will be described more specifically below.
  • the soft magnetic alloy ribbon according to the present embodiment is subjected to X-ray crystal structure analysis by XRD to obtain a chart as shown in FIG. This is subjected to profile fitting using the Lorentz function of the following formula (2), and a crystalline component pattern ⁇ c showing a crystalline scattering integral intensity as shown in FIG. 5 and an amorphous component showing an amorphous scattering integral intensity A pattern ⁇ a and a pattern ⁇ c + a combining them are obtained. From the crystalline scattering integral intensity and the amorphous scattering integral intensity of the obtained pattern, the amorphization ratio X is determined by the above equation (1).
  • M is one or more selected from the group consisting of Nb, Hf, Zr, Ta, Mo, W, Ti and V.
  • the content (a) of M satisfies 0 ⁇ a ⁇ 0.140. That is, M may not be contained.
  • the content (a) of M preferably satisfies 0.020 ⁇ a ⁇ 0.120, more preferably 0.040 ⁇ a ⁇ 0.100, and further satisfies 0.060 ⁇ a ⁇ 0.080. Is particularly preferred. When a is large, the saturation magnetic flux density tends to decrease.
  • the smaller the value of a the larger the surface roughness of the soft magnetic alloy ribbon 24 described later tends to be.
  • the surface roughness ratio described later tends to be small.
  • the content (b) of B satisfies 0.020 ⁇ b ⁇ 0.200. Furthermore, 0.025 ⁇ b ⁇ 0.200 may be satisfied, 0.060 ⁇ b ⁇ 0.150 is preferable, and 0.080 ⁇ b ⁇ 0.120 is more preferable.
  • b is small, a crystal phase consisting of crystals larger than 30 nm in particle size is easily generated in the soft magnetic alloy ribbon before heat treatment, and when a crystal phase is generated, Fe-based nanocrystals are precipitated by heat treatment Can not. And, the coercivity tends to be high. When b is large, the saturation magnetic flux density is likely to decrease.
  • the content (c) of P satisfies 0 ⁇ c ⁇ 0.150. That is, it is not necessary to contain P. Further, 0.030 ⁇ c ⁇ 0.100 is preferable, and 0.030 ⁇ c ⁇ 0.050 is more preferable. When c is large, the saturation magnetic flux density tends to decrease.
  • the surface roughness of the soft magnetic alloy ribbon 24 described later tends to be larger.
  • the surface roughness ratio described later tends to be small.
  • the content (d) of Si satisfies 0 ⁇ d ⁇ 0.090. That is, it is not necessary to contain Si. Further, it is preferable that 0 ⁇ d ⁇ 0.020. Containing Si makes it easy to lower the coercivity. When d is large, the coercivity tends to increase in the opposite direction.
  • the surface roughness of the soft magnetic alloy ribbon 24 described later tends to be smaller as d is larger.
  • the content (e) of C satisfies 0 ⁇ e ⁇ 0.030. That is, C may not be contained. Further, it is preferable that 0.001 ⁇ e ⁇ 0.010. Containing C makes it easy to lower the coercivity.
  • e is large, a crystal phase consisting of crystals larger than 30 nm in particle size is easily generated in the soft magnetic alloy ribbon before heat treatment, and when a crystal phase is generated, Fe-based nanocrystals are precipitated by heat treatment Can not. And, the coercivity tends to be high.
  • the content (f) of S satisfies 0 ⁇ f ⁇ 0.030. That is, S may not be contained. By containing S, it becomes easy to reduce the surface roughness mentioned later.
  • f is large, a crystal phase consisting of crystals larger than 30 nm in particle size is easily generated in the soft magnetic alloy ribbon before heat treatment, and when a crystal phase is generated, Fe-based nanocrystals are precipitated by heat treatment Can not. And, the coercivity tends to be high.
  • At least one or more of a, c and d is greater than zero. That is, it contains at least one or more of M, P, and Si.
  • at least one or more of a, c, and d is greater than 0, it means that at least one or more of a, c, and d is 0.001 or more.
  • at least one of a and c may be greater than zero. That is, at least one of M and P may be included.
  • a be greater than 0 in consideration of significantly reducing the coercivity.
  • the content of Fe (1-(a + b + c + d + e + f)) is not particularly limited, but may be 0.73 ((1 + (a + b + c + d + e + f)) 0.9 0.95. 0.73 ((1 + (a + b + c + d + e + f) )) 0.9 0.91.
  • 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. Regarding the content of X1, ⁇ may be 0. That is, X1 may not be contained.
  • 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 + d + e + f) ⁇ ⁇ 0.40.
  • X2 is one or more selected from the group consisting of Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Cu, Cr, Bi, N, O and rare earth elements.
  • ⁇ may be 0. That is, X2 may not be contained.
  • 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 + d + e + f) ⁇ ⁇ 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 obtain the soft magnetic alloy of the second embodiment by heat treatment.
  • the soft magnetic alloy ribbon of the present embodiment may contain elements other than the above as unavoidable impurities. For example, 0.1% by weight or less of 100% by weight of the soft magnetic alloy ribbon may be contained.
  • the surface morphology of the soft magnetic alloy ribbon 24 is a peeling surface 24a (roll 23 And the free surface 24b (the surface not in contact with the surface of the roll 23).
  • the peeling surface 24 a and the free surface 24 b are surfaces perpendicular to the thickness direction, and the separation between the peeling surface 24 a and the free surface 24 b can be visually confirmed.
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 having the above composition, having a structure composed of Fe-based nanocrystals, and having a surface roughness ratio in the above range has a low coercive force and a high saturation magnetic flux density. It becomes a thin strip 24. That is, the soft magnetic alloy ribbon 24 has excellent soft magnetic properties.
  • the surface roughness ratio is outside the above range, the residual stress of the soft magnetic alloy ribbon 24 tends to be large. In addition, the rotation of the magnetic moment is restricted by the residual stress, and the saturation magnetic flux density tends to decrease.
  • the surface roughness ratio is too large, the space factor tends to decrease when the soft magnetic alloy ribbons 24 are laminated to produce a core. And, the saturation magnetic flux density of the core also tends to decrease.
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 may also be Ra c is 0.50 ⁇ m or less is preferably less 0.41 .mu.m.
  • Ra c is 0.50 ⁇ m or less
  • the residual stress of the soft magnetic alloy ribbon 24 can be easily reduced.
  • the soft magnetic alloy ribbons 24 are stacked to produce a core, the space factor can be easily improved.
  • Ra c may also be 0.1 ⁇ m or more from the viewpoint of production stability of the soft magnetic alloy ribbon 24.
  • the method of measuring the surface roughness of the soft magnetic alloy ribbon 24 according to this embodiment may be contact or non-contact.
  • the measuring method of surface roughness conforms to JIS-B0601. Specifically, the measurement length is 4.0 mm, the cutoff wavelength is 0.8 mm, and the cutoff type is 2 RC (phase non-compensation).
  • the Ra e, and three places set the measurement position of the arithmetic average roughness Ra at the edge portion 41, it is calculated by averaging the arithmetic mean roughness measured.
  • the measurement direction is the width direction (y-axis direction). This is because the arithmetic mean roughness in the width direction represents the adhesion of the paddle at the initial stage of ribbon formation, and strongly affects the formation of the ribbon.
  • ra c For ra c, it sets three places the measurement point of the arithmetic average roughness at the center portion 43, is calculated by averaging the arithmetic mean roughness measured.
  • the measurement direction is the width direction (y-axis direction). This is because the arithmetic mean roughness in the width direction represents the adhesion of the paddle at the initial stage of ribbon formation, and strongly affects the formation of the ribbon.
  • the surface roughness of the free surface 24 b of the soft magnetic alloy ribbon 24 is arbitrary. However, in the case of measuring the maximum average roughness Rz along the x-axis direction (casting direction), the average value of Rz in the central portion 43 as Rz c, it is preferable Rz c is less than 4.3 [mu] m. By reducing Rz c , the saturation magnetic flux density of the soft magnetic alloy ribbon 24 can be further improved. Although the lower limit of Rz c does not exist, when it is intended to manufacture the soft magnetic alloy ribbon 24 having Rz c less than 0.1 ⁇ m by the single roll method described later, the roll may be excessively polished. is there. From the viewpoint of the production stability of the soft magnetic alloy ribbon 24, Rz c may be 0.1 ⁇ m or more.
  • the Rz c sets three places the measurement point of maximum average roughness Rz at the center portion 43, is calculated by averaging the maximum height roughness measured.
  • the measurement direction is the casting direction (x-axis direction). This is because when the soft magnetic alloy ribbon 24 is manufactured by a method using a roll 23, such as the single roll method shown in FIGS. 1 and 2, grooves are formed periodically in the casting direction on the free surface 24b. It is.
  • the method of manufacturing the soft magnetic alloy ribbon of the present embodiment is arbitrary.
  • the ribbon may be a continuous ribbon.
  • the single roll method first, pure metals of the respective metal elements contained in the soft magnetic alloy ribbon finally obtained are prepared, and weighed so as to have the same composition as the soft magnetic alloy ribbon finally obtained. Then, pure metals of the respective metal elements are melted and mixed to prepare a mother alloy.
  • the dissolution method of the said pure metal is arbitrary, there exists a method of making it melt
  • the mother alloy and the soft magnetic alloy ribbon 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 ribbon 24 is manufactured in the rotation direction of the roll 23 by injecting and supplying the molten metal 22 from the nozzle 21 to the roll 23 rotating in the direction of the arrow in the chamber 25. Be done.
  • the material of the roll 23 is arbitrary. For example, a roll made of Cu is used.
  • FIG. 2 shows a schematic view of an apparatus used for the single roll method which is usually performed.
  • the molten metal 22 is jetted and supplied from the nozzle 21 to the roll 23 rotating in the direction of the arrow, whereby the thin ribbon 24 is manufactured in the rotation direction of the roll 23.
  • the surface roughness ratio is in a predetermined range by setting the temperature of the roll 23 to 50 to 90 ° C. higher than conventional and setting the differential pressure (injection pressure) between the inside of the chamber and the inside of the injection nozzle to 20 to 80 kPa. It becomes easy to be inside.
  • the injection pressure is preferably 30 to 80 kPa.
  • the surface roughness increases due to the influence of water molecules adsorbed on the surface of the roll 23, and the surface roughness ratio decreases.
  • the surface roughness ratio is reduced because the influence of water molecules is greater in the central portion 43 than in the edge portion 41.
  • the temperature of the roll 23 is too high, it becomes difficult to form the ribbon 24.
  • the surface roughness is increased.
  • the injection pressure is too low, it will be difficult to form the ribbon 24. Further, even if the thin strip 24 can be formed, the surface roughness is increased and the surface roughness ratio is decreased. If the injection pressure is too high, the edge 41 of the ribbon 24 bulges. As a result, the surface roughness is increased and the surface roughness ratio is increased.
  • the roll may be rotated toward the opposite side with respect to the position of the peeling gas injection device, and as shown in FIG. 2, the roll may be rotated toward the peeling gas injection device position.
  • the temperature of the roll 23 is further lengthened by keeping the time when the roll 23 and the ribbon 24 are in contact. Even if the temperature is raised to about 50.degree. To 90.degree. C., it becomes easy to cool the ribbon 24 rapidly.
  • the roll 23 and the ribbon 24 are changed by changing the peeling gas injection pressure from the peeling gas injection apparatus 26. The effect of controlling the contact time with each other is large.
  • the thickness of the thin strip 24 obtained can be adjusted mainly by adjusting the rotational speed of the roll 23.
  • the thickness of the ribbon 24 obtained can also be adjusted by adjusting. Even when the injection pressure is small, the ribbon 24 may be formed by adjusting the distance between the nozzle 21 and the roll 23, the temperature of the molten metal, and the like.
  • the vapor pressure in the chamber 25 is not particularly limited.
  • the vapor pressure in the chamber 25 may be 11 hPa or less using Ar gas whose dew point has been adjusted.
  • the lower limit of the vapor pressure in the chamber 25 does not particularly exist.
  • the vapor pressure may be set to 1 hPa or less by filling an Ar gas whose dew point is adjusted, or the vapor pressure may be set to 1 hPa or less as a state close to vacuum.
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 before heat treatment which will be described later, does not contain crystals larger than 30 nm in particle diameter.
  • the soft magnetic alloy ribbon 24 before heat treatment may have a structure consisting only of amorphous, and may have a nanoheterostructure in which initial fine crystals exist in amorphous.
  • 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 structure made of Fe-based nanocrystals is a structure made of a crystal phase having an amorphization ratio X of less than 85%.
  • the amorphization ratio X can be measured by performing X-ray crystal structure analysis by XRD.
  • the heat treatment conditions for producing the soft magnetic alloy ribbon of this embodiment are not particularly limited. Preferred heat treatment conditions differ depending on the composition of the soft magnetic alloy ribbon. Usually, the preferable heat treatment temperature is about 450 to 650 ° 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
  • the soft magnetic alloy ribbon obtained by the heat treatment has a surface roughness ratio within a predetermined range.
  • a core obtained by winding a soft magnetic alloy ribbon having a surface roughness ratio within a predetermined range and a core obtained by laminating a soft magnetic alloy ribbon having a surface roughness ratio within a predetermined range The space factor tends to be high, and the saturation magnetic flux density tends to be high. Therefore, a good core (especially toroidal core) is obtained.
  • the magnetic component according to the present embodiment in particular the core and the inductor, are obtained from the soft magnetic alloy ribbon according to the present embodiment.
  • the method to obtain the core and inductor which concern on this embodiment is demonstrated, the method to obtain a core and an inductor from a soft-magnetic alloy thin strip is not limited to the following method.
  • core applications include transformers and motors.
  • stacking a soft-magnetic alloy thin strip is mentioned, for example.
  • laminating the soft magnetic alloy ribbon when laminating via an insulator, it is possible to obtain a core with further improved characteristics.
  • an inductance component can be obtained.
  • 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 core manufactured by the above method.
  • Example 1 A raw material metal was weighed so as to have an alloy composition of Fe 0.84 Nb 0.07 B 0.09 and melted by high frequency heating to produce a mother alloy.
  • the produced mother alloy is heated and melted to form a molten metal at 1250 ° C., and then the roll is rotated at a rotational speed of 25 m / sec.
  • the metal was jetted onto the roll by a single roll method of rotating at 1) to form a thin ribbon.
  • the material of the roll was Cu.
  • the roll was rotated in the direction shown in FIG. 1, and the roll temperature was set to the temperature shown in Table 1.
  • the differential pressure (injection pressure) between the inside of the chamber and the inside of the injection nozzle was the pressure shown in Table 1. Further, by setting the slit width of the slit nozzle to 180 mm, the distance from the slit opening to the roll to 0.2 mm, and the roll diameter to 300 mm, the thickness of the obtained thin strip is 20 to 30 ⁇ m, and the length of the thin strip is several tens m.
  • the amorphization ratio X of each ribbon was measured using XRD, and when X was 85% or more, it was considered to be composed of an amorphous phase. When X is less than 85%, it was considered to be composed of a crystalline phase. The results are shown in Table 1.
  • the surface roughness (arithmetic mean roughness) of the peeled surface was measured for each ribbon after the heat treatment. Moreover, the surface roughness ratio of the peeling surface was calculated by calculation. The surface roughness of the peeling surface was measured at three points at the edge portion and the central portion by a contact type using a contact type surface roughness measuring device in accordance with JIS-B 0601, and the surface roughness of each portion was averaged. Furthermore, the surface roughness ratio was calculated.
  • the surface roughness (maximum height roughness) of the free surface was measured for each ribbon after heat treatment.
  • the surface roughness of the free surface was measured at three points in the center by contact using a contact type surface roughness measuring device in accordance with JIS-B 0601 and averaged. In all of the examples described in the present specification, the surface roughness of the free surface was 4.3 ⁇ m or less.
  • the coercivity and saturation magnetic flux density of each ribbon after heat treatment were measured.
  • the coercivity was measured using (Hc meter).
  • the saturation magnetic flux density was measured at a magnetic field of 1000 kA / m using a vibrating sample magnetometer (VSM).
  • VSM vibrating sample magnetometer
  • a coercivity of 12.0 A / m or less is good, 5.0 A / m or less is even better, 2.5 A / m or less is even better, 2.0 A / m or less is particularly good, 1.5 A / m. m or less was regarded as the best.
  • the saturation magnetic flux density was good at 1.50 T or more.
  • the core was produced using the thin ribbon of each Example and a comparative example.
  • a thin strip having a length of 310 mm in the casting direction was cut out from the thin strip.
  • 120 pieces of the cut thin strip were punched into a toroidal shape having an outer diameter of 18 mm and an inner diameter of 10 mm, and the punched thin strip pieces were laminated to obtain a laminated toroidal core about 3 mm high.
  • Heat treatment in a magnetic field was not performed at the time of core preparation.
  • the space factor of the core was determined from the ratio of the dimensional density of the core to the Archimedean density of the single strip measured beforehand.
  • the saturation flux density of the core was measured by a BH analyzer.
  • the space factor of the core was good at 85.00% or more, and further 87.50% or more.
  • the saturation flux density of the core was good at 1.35 T or more.
  • the surface roughness ratio of the ribbon is in the range of 0.85 to 1.25.
  • the magnetic properties of the ribbon became good.
  • the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • Example 2 In Experimental Example 2, the raw material metals were weighed so as to have the alloy compositions of the respective Examples and Comparative Examples shown in the table below, and were melted by high frequency heating, and the same conditions as in Experimental Example 1 except that a mother alloy was produced. Carried out. The roll temperature was 70 ° C., and the injection pressure was 50 kPa. The results are shown in Tables 2-22.
  • Tables 2 to 3 show examples and comparative examples in which the content (a) of M is changed.
  • the type of M is Nb.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good.
  • the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the saturation magnetic flux density of the ribbon decreased, and the magnetic flux density of the core also decreased.
  • Tables 4 to 5 show examples and comparative examples in which the content (b) of B is changed.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good. Furthermore, the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the content (b) of B is too small, the ribbon before heat treatment was a crystalline phase, and the coercivity after heat treatment was significantly increased. The surface roughness ratio was also out of the range of 0.85 to 1.25, and the space factor of the core also decreased.
  • the saturated magnetic flux density of the ribbon decreased and the magnetic flux density of the core also decreased.
  • Tables 6 to 7 show examples and comparative examples in which the content (c) of P is changed.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good. Furthermore, the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the comparative example in which the content (c) of P is too large the saturation magnetic flux density of the ribbon decreased, and the magnetic flux density of the core also decreased.
  • Tables 8 to 9 show examples and comparative examples in which the content (e) of C is changed.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good. Furthermore, the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the comparative example in which the content (e) of C is too large the ribbon before heat treatment was a crystalline phase, and the coercivity after heat treatment was significantly increased.
  • Tables 10 to 11 show examples and comparative examples in which the content (f) of S is changed.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good. Furthermore, the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the comparative example in which the content (e) of C is too large the ribbon before heat treatment was a crystalline phase, and the coercivity after heat treatment was significantly increased.
  • Tables 12 to 13 describe examples in which the content (d) of Si is changed.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good.
  • the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • Tables 14 to 15 describe Examples and Comparative Examples in which the content of M is zero and the content of Si (d) is changed.
  • Sample 20 a heat treatment was not performed, and a Fe amorphous alloy ribbon having a composition conventionally known was manufactured.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good.
  • the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the coercivity of the sample 20 was higher than that of each ribbon of the example.
  • Tables 16 to 17 describe the examples in which the content (c) of P is changed in the composition in which the amount of Fe is small and the amount of B is small and M is Zr as compared with the experimental examples described in Tables 6 to 7 It is a thing.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good.
  • the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • Table 18 describes the example which changed the kind of M.
  • the surface roughness ratio of the ribbon was in the range of 0.85 to 1.25, and the magnetic properties of the ribbon became good. Furthermore, the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • Tables 19 to 22 describe examples in which the type and content of X1 and / or X2 are changed.
  • the surface roughness ratio of the ribbon is in the range of 0.85 to 1.25, The magnetic properties of the ribbon became good. Furthermore, the space factor of the core manufactured using the said thin strip was favorable, and the saturation magnetic flux density of the core also became favorable.
  • the heat treatment was performed at the heat treatment temperature and the heat treatment time shown in Table 23 on the sample 20 in which the heat treatment was not performed in the experimental example 2. And the structure in the case of heat-processing, surface roughness, and coercive force were observed. The structure and surface roughness are shown in Table 23.
  • Table 23 the XRD measurement result after the heat treatment in the sample not subjected to the heat treatment is the same as the XRD measurement result before the heat treatment.
  • the surface roughness of the sample 20a in which crystals are not generated even after heat treatment also changes substantially. It was not.
  • the coercivity decreased slightly.
  • crystals having a grain size (rough) larger than 30 nm were present after the heat treatment.
  • the surface roughness of the central portion and the surface roughness of the edge portion slightly decreased. The coercivity increased significantly.
  • the sample 39 (sample 39a) before heat treatment and the sample 39 after heat treatment are compared.
  • Fe-based nanocrystals having a composition within a predetermined range, an average particle diameter of 5 to 30 nm and a bcc crystal structure are formed by heat treatment, both the surface roughness of the central portion and the surface roughness of the edge portion after heat treatment It greatly decreases compared to before heat treatment.
  • the coercivity also decreased significantly due to the heat treatment. Therefore, it was found that the surface roughness is reduced and the coercivity is reduced by the generation of Fe-based nanocrystals by the heat treatment.
  • the surface roughness ratio also decreased. That is, the reduction in the heat treatment was slightly larger in the surface roughness of the edge portion than in the central portion.

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Abstract

高い飽和磁束密度および低い保磁力を有し、かつ、占積率が高く飽和磁束密度が高いコアを提供できる軟磁性合金薄帯を提供する。組成式（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅＳｆからなる主成分を有する軟磁性合金薄帯である。Ｘ１、Ｘ２およびＭは特定の元素群から選択される。０≦ａ≦０．１４０、０．０２０≦ｂ≦０．２００、０≦ｃ≦０．１５０、０≦ｄ≦０．０９０、０≦ｅ≦０．０３０、０≦ｆ≦０．０３０、α≧０、β≧０、０≦α＋β≦０．５０である。ａ，ｃおよびｄのうち少なくとも一つ以上が０より大きい。軟磁性合金薄帯はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、剥離面の表面粗さが、０．８５≦Ｒａｅ／Ｒａｃ≦１．２５を満たす（Ｒａｃ：中央部における算術平均粗さの平均値、Ｒａｅ：エッジ部における算術平均粗さの平均値）。

Description

軟磁性合金薄帯および磁性部品
　本発明は、軟磁性合金薄帯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。
　電源回路に使用される磁性素子のコアを製造するための材料として軟磁性合金薄帯が用いられることが知られている。この場合には、軟磁性合金薄帯自体の軟磁気特性に加えて、軟磁性合金薄帯を用いてコアを作製した後のコアの占積率、すなわち、コアの断面における導体の割合も高いことが求められる。
　特許文献１には、Ｆｅ－Ｂ－Ｓｉ系のＦｅ基アモルファス合金薄帯が記載されている。当該Ｆｅ－Ｂ－Ｓｉ系のＦｅ基アモルファス合金薄帯は、表面粗さを制御することにより、薄帯自体の飽和磁束密度を向上させるとともに、コアを作製した後のコアの占積率も高くすることができる。
国際公開第２０１８／０６２０３７号
　本発明は、高い飽和磁束密度および低い保磁力を有し、かつ、占積率が高く飽和磁束密度が高いコアを提供できる軟磁性合金薄帯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、本発明の軟磁性合金薄帯は、
　組成式（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅＳｆからなる主成分を有する軟磁性合金薄帯であって、
　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、
　０≦ａ≦０．１４０
　０．０２０≦ｂ≦０．２００
　０≦ｃ≦０．１５０
　０≦ｄ≦０．０９０
　０≦ｅ≦０．０３０
　０≦ｆ≦０．０３０
　α≧０
　β≧０
　０≦α＋β≦０．５０
　であり、
　ａ，ｃおよびｄのうち少なくとも一つ以上が０より大きく、
　前記軟磁性合金薄帯はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、
　前記軟磁性合金薄帯は、厚さ方向に垂直な剥離面および自由面を有し、
　前記軟磁性合金薄帯は、幅方向に沿ってエッジ部および中央部を有し、
　前記剥離面において幅方向に沿って算術平均粗さを測定する場合に、前記中央部における算術平均粗さの平均値をＲａｃ、前記エッジ部における算術平均粗さの平均値をＲａｅとして、
　０．８５≦Ｒａｅ／Ｒａｃ≦１．２５
　を満たす。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、上記の組成、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造、および、上記の平均粗さを有することにより、高い飽和磁束密度および低い保磁力を有し、かつ、占積率が高く飽和磁束密度が高いコアを提供できる軟磁性合金薄帯となる。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５～３０ｎｍであってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、０．７３≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９１であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、α＝０であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．０３０であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、β＝０であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、α＝β＝０であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、Ｒａｃが０．５０μｍ以下であってもよい。
　本発明の軟磁性合金薄帯は、前記自由面において鋳造方向に沿って最大高さ粗さを測定する場合に、最大高さ粗さの平均値が０．４３μｍ以下であってもよい。
　本発明の磁性部品は、上記の軟磁性合金薄帯からなる。
図１は単ロール法の模式図である。 図２は単ロール法の模式図である。 図３はエッジ部および中央部の位置を示す模式図である。 図４は、Ｘ線結晶構造解析により得られるチャートの一例である。 図５は、図４のチャートをプロファイルフィッティングすることにより得られるパターンの一例である。
　以下、本発明の実施形態について図面を用いて説明する。
　（軟磁性合金薄帯の寸法）
　本実施形態の軟磁性合金薄帯の寸法は任意である。例えば、図３に示す形状の軟磁性合金薄帯２４にあっては、厚さ（ｚ軸方向の長さ）が１５～３０μｍ、幅（ｙ軸方向の長さ）が１００～１０００ｍｍであってもよい。
　軟磁性合金薄帯２４は、厚さが１５μｍ以上であることで機械的強度および加工性を十分に維持しやすくなる。さらに、表面起伏（うねり）を低減しやすくなり、コアの占積率を十分に大きくしやすくなる。厚さが３０μｍ以下であることで鋳造時の脆化を防止しやすくなる。さらに、熱処理前の軟磁性合金薄帯２４に粗大な結晶が生じにくくなる。なお、コアの占積率とは、コアの断面における導体の割合のことである。
　軟磁性合金薄帯２４は、幅が１００ｍｍ以上であることで飽和磁束密度を向上しやすくなる。これは、飽和磁束密度が小さくなりやすいエッジ部４１の影響が小さくなるためである。また、幅が１０００ｍｍ以下であることで飽和磁束密度を向上しやすくなる。後述する鋳造時に冷却速度を薄帯全体で均一にしやすくなるためである。
　また、図３に示すように本実施形態の軟磁性合金薄帯２４は、幅方向（ｙ軸方向）に沿ってエッジ部４１および中央部４３を有する。
　軟磁性合金薄帯２４のエッジ部４１は、軟磁性合金薄帯２４のエッジからｙ軸方向に沿って中央（両方のエッジからの距離が等しい部分）に向かって２０ｍｍまでの領域、すなわち一方のエッジからの距離が０～２０ｍｍである領域を指す。
　軟磁性合金薄帯２４の中央部４３は、軟磁性合金薄帯２４の幅をＬとして、軟磁性合金薄帯２４の一方のエッジからｙ軸方向に沿って他方のエッジに向かって３Ｌ／８～５Ｌ／８の領域、すなわち、両方のエッジからの距離がともに３Ｌ／８～５Ｌ／８である領域を指す。
　（軟磁性合金薄帯の組成）
　本実施形態の軟磁性合金薄帯２４は、組成式（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅＳｆからなる主成分を有し、
　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、
　０≦ａ≦０．１４０
　０．０２０≦ｂ≦０．２００
　０≦ｃ≦０．１５０
　０≦ｄ≦０．０９０
　０≦ｅ≦０．０３０
　０≦ｆ≦０．０３０
　α≧０
　β≧０
　０≦α＋β≦０．５０
　であり、
　ａ，ｃおよびｄのうち少なくとも一つ以上が０より大きく、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有する。
　上記の組成を有する軟磁性合金薄帯を熱処理する場合には、軟磁性合金薄帯２４中にＦｅ基ナノ結晶を析出しやすい。言いかえれば、上記の組成を有する軟磁性合金薄帯は、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金薄帯２４の出発原料としやすい。
　なお、上記の組成を有する熱処理前の軟磁性合金薄帯は、アモルファスのみからなる構造を有していてもよく、初期微結晶が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。なお、初期微結晶は平均粒径が０．３～１０ｎｍであってもよい。本実施形態では、後述する非晶質化率が８５％以上である場合にアモルファスのみからなる構造を有するか、ナノヘテロ構造を有するとする。
　ここで、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薄帯２４は、飽和磁束密度が高くなりやすく、保磁力が低くなりやすい。本実施形態では、Ｆｅ基ナノ結晶を含む構造である場合には、後述する非晶質化率が８５％未満である。
　以下、軟磁性合金薄帯が非晶質相からなる構造（非晶質のみからなる構造またはナノヘテロ構造）を有するか、結晶相からなる構造を有するかを確認する方法について説明する。本実施形態において、下記式（１）に示す非晶質化率Ｘが８５％以上である軟磁性合金薄帯は非晶質相からなる構造を有し、非晶質化率Ｘが８５％未満である軟磁性合金薄帯は結晶相からなる構造を有するとする。
　Ｘ＝１００－（Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）×１００）…（１）
　Ｉｃ：結晶性散乱積分強度
　Ｉａ：非晶性散乱積分強度
　非晶質化率Ｘは、軟磁性合金薄帯に対してＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を実施し、相の同定を行い、結晶化したＦｅ又は化合物のピーク（Ｉｃ：結晶性散乱積分強度、Ｉａ：非晶性散乱積分強度）を読み取り、そのピーク強度から結晶化率を割り出し、上記式（１）により算出する。以下、算出方法をさらに具体的に説明する。
　本実施形態に係る軟磁性合金薄帯についてＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を行い、図４に示すようなチャートを得る。これを、下記式（２）のローレンツ関数を用いて、プロファイルフィッティングを行い、図５に示すような結晶性散乱積分強度を示す結晶成分パターンαｃ、非晶性散乱積分強度を示す非晶成分パターンαａ、およびそれらを合わせたパターンαｃ＋ａを得る。得られたパターンの結晶性散乱積分強度および非晶性散乱積分強度から、上記式（１）により非晶質化率Ｘを求める。なお、測定範囲は、非晶質由来のハローが確認できる回析角２θ＝３０°～６０°の範囲とする。この範囲で、ＸＲＤによる実測の積分強度とローレンツ関数を用いて算出した積分強度との誤差が１％以内になるようにした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　以下、本実施形態に係る軟磁性合金薄帯２４の各成分について詳細に説明する。
　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上である。
　Ｍの含有量（ａ）は０≦ａ≦０．１４０を満たす。すなわち、Ｍを含有しなくてもよい。Ｍの含有量（ａ）は０．０２０≦ａ≦０．１２０を満たすことが好ましく、０．０４０≦ａ≦０．１００を満たすことがさらに好ましく、０．０６０≦ａ≦０．０８０を満たすことが特に好ましい。ａが大きい場合には、飽和磁束密度が低下しやすくなる。
　また、ａが小さいほど後述する軟磁性合金薄帯２４の表面粗さが大きくなる傾向にある。また、ａが大きすぎる場合には後述する表面粗さ比が小さくなる傾向にある。
　Ｂの含有量（ｂ）は０．０２０≦ｂ≦０．２００を満たす。また、０．０２５≦ｂ≦０．２００であってもよく、０．０６０≦ｂ≦０．１５０であることが好ましく、０．０８０≦ｂ≦０．１２０であることがさらに好ましい。ｂが小さい場合には、熱処理前の軟磁性合金薄帯に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、結晶相が生じる場合には、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。そして、保磁力が高くなりやすくなる。ｂが大きい場合には、飽和磁束密度が低下しやすくなる。
　また、ｂが小さいほど後述する軟磁性合金薄帯２４の表面粗さが大きくなる傾向にある。また、ｂが大きすぎても小さすぎても後述する表面粗さ比が小さくなる傾向にある。
　Ｐの含有量（ｃ）は０≦ｃ≦０．１５０を満たす。すなわち、Ｐを含有しなくてもよい。また、０．０３０≦ｃ≦０．１００であることが好ましく、０．０３０≦ｃ≦０．０５０であることがさらに好ましい。ｃが大きい場合には、飽和磁束密度が低下しやすくなる。
　また、ｃが小さいほど後述する軟磁性合金薄帯２４の表面粗さが大きくなる傾向にある。また、ｃが大きすぎる場合には後述する表面粗さ比が小さくなる傾向にある。
　Ｓｉの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．０９０を満たす。すなわち、Ｓｉを含有しなくてもよい。また、０≦ｄ≦０．０２０であることが好ましい。Ｓｉを含有することで、保磁力を低下させやすくなる。ｄが大きい場合には、保磁力が逆に上昇しやすくなる。
　また、ｄが大きいほど後述する軟磁性合金薄帯２４の表面粗さが小さくなる傾向にある。
　Ｃの含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．０３０を満たす。すなわち、Ｃは含有しなくてもよい。また、０．００１≦ｅ≦０．０１０であることが好ましい。Ｃを含有することで、保磁力を低下させやすくなる。ｅが大きい場合には、熱処理前の軟磁性合金薄帯に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、結晶相が生じる場合には、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。そして、保磁力が高くなりやすくなる。
　Ｓの含有量（ｆ）は０≦ｆ≦０．０３０を満たす。すなわち、Ｓは含有しなくてもよい。Ｓを含有することで、後述する表面粗さを低下させやすくなる。ｆが大きい場合には、熱処理前の軟磁性合金薄帯に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、結晶相が生じる場合には、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。そして、保磁力が高くなりやすくなる。
　また、本実施形態の軟磁性合金薄帯では、ａ，ｃ，ｄのうち少なくとも一つ以上が０より大きい。すなわち、Ｍ，Ｐ，Ｓｉのうち少なくとも一つ以上を含む。なお、ａ，ｃ，ｄのうち少なくとも一つ以上が０より大きいとは、ａ，ｃ，ｄのうち少なくとも一つ以上が０．００１以上であるという意味である。また、ａ，ｃのうち少なくとも一つ以上が０より大きくてもよい。すなわち、ＭおよびＰのうち少なくとも一つ以上を含んでもよい。さらに、保磁力を著しく低下させることを考慮すれば、ａが０より大きいことが好ましい。
　Ｆｅの含有量（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））については、特に制限はないが、０．７３≦（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））≦０．９５であってもよく、０．７３≦（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））≦０．９１であってもよい。（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））を上記の範囲内とすることで、軟磁性合金薄帯の製造時に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相がさらに生じにくくなる。
　また、本実施形態の軟磁性合金薄帯においては、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つ以上である。Ｘ１の含有量に関しては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＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０を満たすことが好ましい。
　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上である。Ｘ２の含有量に関しては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＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦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、熱処理により第２実施形態の軟磁性合金を得ることが困難となる。
　なお、本実施形態の軟磁性合金薄帯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、軟磁性合金薄帯１００重量％に対して０．１重量％以下、含んでいてもよい。
　（軟磁性合金薄帯の表面形態）
　一般的に、図１、図２に示す単ロール法など、ロール２３を用いる方法で軟磁性合金薄帯２４を製造する場合、軟磁性合金薄帯２４の表面形態は、剥離面２４ａ（ロール２３の表面に接した面）と自由面２４ｂ（ロール２３の表面に接しなかった面）とで異なるものとなる。なお、剥離面２４ａおよび自由面２４ｂは厚さ方向に垂直な面であり、剥離面２４ａと自由面２４ｂとの区別は目視により行うことができる。
　（軟磁性合金薄帯の剥離面）
　本実施形態に係る軟磁性合金薄帯２４は、剥離面２４ａにおいて幅方向（ｙ軸方向）に沿って算術平均粗さＲａを測定する場合に、中央部４３におけるＲａの平均値をＲａｃ、エッジ部４１におけるＲａの平均値をＲａｅとして、０．８５≦Ｒａｅ／Ｒａｃ≦１．２５を満たす。以下、Ｒａｅ／Ｒａｃのことを単に表面粗さ比と呼ぶことがある。
　上記の組成を有し、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、表面粗さ比を上記の範囲内とした軟磁性合金薄帯２４は、保磁力が低く、飽和磁束密度が高い軟磁性合金薄帯２４となる。すなわち、軟磁気特性に優れた軟磁性合金薄帯２４となる。
　表面粗さ比が上記の範囲外である場合には、軟磁性合金薄帯２４の残留応力が大きくなりやすい。また、残留応力により磁気モーメントの回転が制約され、飽和磁束密度が低下しやすくなる。また、表面粗さ比が大きすぎる場合には、軟磁性合金薄帯２４を積層してコアを作製する場合に占積率が低下しやすくなる。そして、コアの飽和磁束密度も低下し易くなる。
　また、本実施形態に係る軟磁性合金薄帯２４は、Ｒａｃが０．５０μｍ以下であってもよく、０．４１μｍ以下であることが好ましい。Ｒａｃが０．５０μｍ以下であることにより、軟磁性合金薄帯２４の残留応力を小さくしやすくなる。さらに、軟磁性合金薄帯２４を積層してコアを作製する場合に占積率を向上させやすくなる。なお、Ｒａｃの下限は存在しないが、後述する単ロール法によりＲａｃが０．１μｍ未満である軟磁性合金薄帯２４を製造しようとする場合には、ロールが過剰に研磨される場合がある。したがって、軟磁性合金薄帯２４の製造安定性の観点からＲａｃが０．１μｍ以上であってもよい。
　本実施形態に係る軟磁性合金薄帯２４の表面粗さの測定方法は、接触式でもよく、非接触式でもよい。表面粗さの測定方法はＪＩＳ－Ｂ０６０１に準拠する。具体的には、測定長さを４．０ｍｍとし、カットオフ波長を０．８ｍｍとし、カットオフ種別を２ＲＣ（位相非補償）とする。
　Ｒａｅについては、エッジ部４１にて算術平均粗さＲａの測定箇所を３か所設定し、測定した算術平均粗さを平均して算出する。なお、測定方向は幅方向（ｙ軸方向）とする。これは、幅方向の算術平均粗さは薄帯形成初期時におけるパドルの密着度を表しており、薄帯の形成に強く影響するためである。
　Ｒａｃについては、中央部４３にて算術平均粗さの測定箇所を３か所設定し、測定した算術平均粗さを平均して算出する。なお、測定方向は幅方向（ｙ軸方向）とする。これは、幅方向の算術平均粗さは薄帯形成初期時におけるパドルの密着度を表しており、薄帯の形成に強く影響するためである。
　（軟磁性合金薄帯の自由面）
　本実施形態に係る軟磁性合金薄帯２４は、自由面２４ｂにおける表面粗さは任意である。ただし、ｘ軸方向（鋳造方向）に沿って最大平均粗さＲｚを測定する場合に、中央部４３におけるＲｚの平均値をＲｚｃとして、Ｒｚｃが４．３μｍ以下であることが好ましい。Ｒｚｃを小さくすることにより、軟磁性合金薄帯２４の飽和磁束密度をさらに向上させやすくなる。なお、Ｒｚｃの下限は存在しないが、後述する単ロール法によりＲｚｃが０．１μｍ未満である軟磁性合金薄帯２４を製造しようとする場合には、ロールが過剰に研磨される場合がある。軟磁性合金薄帯２４の製造安定性の観点からＲｚｃが０．１μｍ以上であってもよい。
　Ｒｚｃについては、中央部４３にて最大平均粗さＲｚの測定箇所を３か所設定し、測定した最大高さ粗さを平均して算出する。なお、測定方向は鋳造方向（ｘ軸方向）とする。これは、図１、図２に示す単ロール法など、ロール２３を用いる方法で軟磁性合金薄帯２４を製造する場合には、自由面２４ｂにおいて鋳造方向において周期的に溝が形成されるためである。
　（軟磁性合金薄帯の製造方法）
　以下、本実施形態の軟磁性合金薄帯の製造方法について説明する。
　本実施形態の軟磁性合金薄帯の製造方法は任意である。例えば単ロール法により軟磁性合金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薄帯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薄帯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は任意であるが、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軟磁性合金薄帯とは通常、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（溶湯）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。
　本実施形態に係る単ロール法に用いられる装置の模式図を図１に示す。本実施形態に係る単ロール法において、チャンバー２５内部において、ノズル２１から溶融金属２２を矢印の方向に回転しているロール２３へ噴射し供給することでロール２３の回転方向へ薄帯２４が製造される。なお、本実施形態ではロール２３の材質は任意である。例えばＣｕからなるロールが用いられる。
　一方、通常行われている単ロール法に用いられる装置の模式図を図２に示す。チャンバー２５内部において、ノズル２１から溶融金属２２を矢印の方向に回転しているロール２３へ噴射し供給することでロール２３の回転方向へ薄帯２４が製造される。
　本実施形態では、ロール２３の温度を従来よりも高い５０～９０℃とし、チャンバー内と噴射ノズル内との差圧（射出圧力）を２０～８０ｋＰａとすることで表面粗さ比が所定の範囲内となりやすくなる。射出圧力は３０～８０ｋＰａであることが好ましい。
　ロール２３の温度が低すぎる場合には、ロール２３の表面に吸着した水分子の影響により表面粗さが大きくなり、表面粗さ比が小さくなる。表面粗さ比が小さくなるのは、エッジ部４１と比べて中央部４３の方が水分子の影響が大きくなるためである。ロール２３の温度が高すぎる場合には、薄帯２４を形成しにくくなる。また、薄帯２４を形成できても表面粗さが大きくなる。
　射出圧力が小さすぎる場合には、薄帯２４を形成しにくくなる。また、薄帯２４を形成できても表面粗さが大きくなり表面粗さ比が小さくなる。射出圧力が大きすぎる場合には、薄帯２４のエッジ部４１が盛り上がる。その結果、表面粗さが大きくなり表面粗さ比が大きくなる。
　本実施形態では、図１に示すとおり剥離ガス噴射装置位置に対して逆側に向かってロールを回転させてもよく、図２に示すとおり剥離ガス噴射装置位置に向かってロールを回転させてもよい。ただし、図１に示すとおり剥離ガス噴射装置位置に対して逆側に向かってロールを回転させることが好ましく、ロール２３と薄帯２４とが接している時間をさらに長くすることでロール２３の温度を５０～９０℃程度に高くしても薄帯２４を急激に冷却しやすくなる。なお、図１に示す方法で実施する場合には、図２に示す方法で実施する場合と比較して、剥離ガス噴射装置２６からの剥離ガス噴射圧力を変化させることでロール２３と薄帯２４とが接している時間を制御する効果が大きい。
　また、従来よりもロール２３の温度を高くし、かつ、ロール２３と薄帯２４とが接している時間をさらに長くする場合には、冷却後の薄帯２４の均一性を高くし、粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じにくくなる。その結果、従来の方法では粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じていた組成でも粒径が３０ｎｍ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薄帯とできるようになる。そして、非晶質のみからなる構造または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軟磁性合金薄帯としやすくなる。
　単ロール法においては、主にロール２３の回転速度を調整することで得られる薄帯２４の厚さを調整することができるが、例えばノズル２１とロール２３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２４の厚さを調整することができる。また、射出圧力が小さい場合でもノズル２１とロール２３との間隔や溶融金属の温度などを調整することで薄帯２４を形成し得る場合がある。
　チャンバー２５内部の蒸気圧には特に制限はない。例えば、露点調整を行ったＡｒガスを用いてチャンバー２５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下としてもよい。なお、チャンバー２５内部の蒸気圧の下限は特に存在しない。露点調整したＡｒガスを充填して蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよく、真空に近い状態として蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよい。
　後述する熱処理前の軟磁性合金薄帯２４は粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない。そして、熱処理前の軟磁性合金薄帯２４は非晶質のみからなる構造を有していてもよく、初期微結晶が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。
　なお、薄帯２４に粒径が３０ｎｍ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３０ｎｍ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、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。
　以下、軟磁性合金薄帯２４を熱処理することによりＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有する軟磁性合金薄帯を製造する方法について説明する。なお、本実施形態では、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造は非晶質化率Ｘが８５％未満である結晶相からなる構造である。上記した通り、非晶質化率ＸはＸＲＤによりＸ線結晶構造解析を実施することで測定することができる。
　本実施形態の軟磁性合金薄帯を製造するための熱処理条件には特に制限はない。軟磁性合金薄帯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４５０～６５０℃、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、熱処理により得られた軟磁性合金薄帯に含まれるＦｅ基ナノ結晶の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。
　そして、熱処理により得られた軟磁性合金薄帯は表面粗さ比が所定の範囲内となる。表面粗さ比が所定の範囲内である軟磁性合金薄帯を巻き回すことで得られるコアや表面粗さ比が所定の範囲内である軟磁性合金薄帯を積層することで得られるコアは占積率が高くなりやすく、飽和磁束密度が高くなりやすい。したがって、良好なコア（特にトロイダルコア）が得られる。
　なお、非晶質相からなる構造を有する軟磁性合金薄帯を熱処理してＦｅ基ナノ結晶からなる軟磁性合金薄帯とした場合には、剥離面の中央部の表面粗さおよびエッジ部の表面粗さが減少し、表面粗さ比も減少する。そして、当該軟磁性合金薄帯を用いたコアの占積率も上昇する。これに対し、熱処理後も非晶質相からなる構造を有する軟磁性合金薄帯である場合には、剥離面の表面粗さはほとんど変化しない。また、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が生じる場合には、剥離面の中央部の表面粗さおよびエッジ部の表面粗さが減少するが、Ｆｅ基ナノ結晶からなる軟磁性合金薄帯とする場合と比較すると減少幅は小さい。そして、当該軟磁性合金薄帯を用いたコアの占積率を上昇させる効果も小さい。
　（磁性部品）
　本実施形態に係る磁性部品、特にコアおよびインダクタは本実施形態に係る軟磁性合金薄帯から得られる。以下、本実施形態に係るコアおよびインダクタを得る方法について説明するが、軟磁性合金薄帯からコア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、コアの用途としては、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。
　軟磁性合金薄帯からコアを得る方法としては、例えば、軟磁性合金薄帯を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。軟磁性合金薄帯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コアを得ることができる。
　また、上記のコア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コア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。
　以上、本発明の各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。
　以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。
　（実験例１）
　Ｆｅ０．８４Ｎｂ０．０７Ｂ０．０９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、１２５０℃の溶融状態の金属とした後に、ロールを回転速度２５ｍ／ｓｅｃ．で回転させる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。なお、ロールの材質はＣｕとした。
　図１に示す方向にロールを回転させ、ロール温度は表１に示す温度とした。チャンバー内と噴射ノズル内との差圧（射出圧力）は表１に示す圧力とした。また、スリットノズルのスリット幅を１８０ｍｍ、スリット開口部からロールまでの距離０．２ｍｍ、ロール径φ３００ｍｍとすることで、得られる薄帯の厚さを２０～３０μｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
　さらに、熱処理前の薄帯が非晶質相からなるのか結晶相からなるのかを確認した。ＸＲＤを用いて各薄帯の非晶質化率Ｘを測定し、Ｘが８５％以上である場合に非晶質相からなるとした。Ｘが８５％未満である場合に結晶相からなるとした。結果を表１に示す。
　その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、６００℃で６０分、熱処理を行った。
　熱処理後の各薄帯に対し、剥離面の表面粗さ（算術平均粗さ）を測定した。また、剥離面の表面粗さ比を計算により算出した。剥離面の表面粗さは、ＪＩＳ－Ｂ０６０１に準拠した接触式表面粗さ測定器を用いて接触式でエッジ部と中央部とで３か所ずつ測定し、それぞれの表面粗さを平均した。さらに、表面粗さ比を算出した。
　さらに、熱処理後の各薄帯に対し、自由面の表面粗さ（最大高さ粗さ）を測定した。自由面の表面粗さは、ＪＩＳ－Ｂ０６０１に準拠した接触式表面粗さ測定器を用いて接触式で、中央部で３か所測定し、平均した。なお、本明細書に記載した全ての実施例において、自由面の表面粗さは４．３μｍ以下であった。
　熱処理後の各薄帯の保磁力および飽和磁束密度を測定した。保磁力は（Ｈｃメーター）を用いて測定した。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１２．０Ａ／ｍ以下を良好とし、５．０Ａ／ｍ以下を更に良好とし、２．５Ａ／ｍ以下を更に良好とし、２．０Ａ／ｍ以下を特に良好とし、１．５Ａ／ｍ以下を最も良好とした。飽和磁束密度は１．５０Ｔ以上を良好とした。
　なお、以下に示す実施例の薄帯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。また、熱処理の前後で合金組成に変化がないことについてＩＣＰ分析を用いて確認した。
　さらに、各実施例および比較例の薄帯を用いてコアを作製した。まず、薄帯から鋳造方向の長さが３１０ｍｍである薄帯片を切り出した。次に、切り出した薄帯片を、外径１８ｍｍ内径１０ｍｍのトロイダル状に１２０枚打ち抜き、打ち抜いた薄帯片を積層し、高さ約３ｍｍ積層トロイダルコアを得た。なお、コア作製時に磁場中での熱処理は行っていない。
　コアの占積率は、コアの寸法密度とあらかじめ測定した薄帯単体のアルキメデス密度との比から求めた。コアの飽和磁束密度は、Ｂ－Ｈアナライザーで測定した。コアの占積率は８５．００％以上を良好とし、８７．５０％以上をさらに良好とした。コアの飽和磁束密度は１．３５Ｔ以上を良好とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１より、ロール温度が５０℃以上９０℃以下であり、射出圧力が２０ｋＰａ以上８０ｋＰａ以下である各実施例は、薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。
　これに対し、ロール温度が低すぎる試料１および試料２は、薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲外となり、薄帯の飽和磁束密度が低下した。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率も低下し、コアの飽和磁束密度はさらに低下した。
　（実験例２）
　実験例２では、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、母合金を作製した点以外は実験例１と同条件で実施した。なお、ロール温度は７０℃、射出圧力は５０ｋＰａとした。結果を表２～表２２に示す。
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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
　表２～表３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。なお、Ｍの種類はＮｂとしている。各成分の含有量が所定の範囲内である各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。これに対し、Ｍの含有量（ａ）が大きすぎる比較例は、薄帯の飽和磁束密度が低下し、コアの磁束密度も低下した。
　表４～表５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各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。これに対し、Ｂの含有量（ｂ）が小さすぎる比較例は、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大きくなった。また、表面粗さ比も０．８５～１．２５の範囲外となり、コアの占積率も低下した。Ｂの含有量が大きすぎる比較例は、薄帯の飽和磁束密度が低下し、コアの磁束密度も低下した。
　表６～表７は、Ｐの含有量（ｃ）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各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。これに対し、Ｐの含有量（ｃ）が大きすぎる比較例は、薄帯の飽和磁束密度が低下し、コアの磁束密度も低下した。
　表８～表９は、Ｃの含有量（ｅ）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各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。これに対し、Ｃの含有量（ｅ）が大きすぎる比較例は、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大きくなった。
　表１０～表１１は、Ｓの含有量（ｆ）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各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。これに対し、Ｃの含有量（ｅ）が大きすぎる比較例は、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大きくなった。
　表１２～表１３は、Ｓｉの含有量（ｄ）を変化させた実施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各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。
　表１４～表１５は、Ｍの含有量を０として、Ｓｉ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。なお、試料２０は熱処理を行っておらず、従来から知られている組成のＦｅアモルファス合金薄帯を作製したものである。各成分の含有量が所定の範囲内である各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。これに対し、試料２０は実施例の各薄帯と比較して保磁力が高くなった。
　表１６～表１７は、表６～表７に記載した実験例よりもＦｅ量が多くＢ量が少なくＭがＺｒである組成でＰの含有量（ｃ）を変化させた実施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各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。
　表１８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の種類を所定の種類に変化させた各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。
　表１９～表２２は、Ｘ１および／またはＸ２の種類および含有量を変化させた実施例を記載したものである。Ｘ１および／またはＸ２の種類を所定の種類に変化させ、含有量を所定の範囲内に変化させた各実施例は薄帯の表面粗さ比が０．８５～１．２５の範囲内となり、薄帯の磁気特性が良好となった。さらに、当該薄帯を用いて作製されるコアの占積率が良好であり、コアの飽和磁束密度も良好となった。
　（実験例３）
　実験例２の試料２０（比較例）および試料３９（実施例）について、熱処理前後での構造、表面粗さおよび保磁力の変化を観察した。
　実験例２では熱処理を行わなかった試料２０について、表２３に示す熱処理温度および熱処理時間にて熱処理を行った。そして、熱処理を行う場合の構造、表面粗さおよび保磁力を観察した。構造および表面粗さを表２３に示す。なお、表２３では、熱処理を行わない試料における熱処理後のＸＲＤ測定結果は熱処理前のＸＲＤ測定結果と同一であるとした。
　実験例２では熱処理を行った試料３９について、熱処理を行わない場合の構造、表面粗さおよび保磁力を観察した。構造および表面粗さを表２３に示す。なお、表２３では、熱処理を行わない試料における熱処理後のＸＲＤ測定結果は熱処理前のＸＲＤ測定結果と同一であるとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
　表２３に示すように、Ｍを含まずＳｉの含有量（ｄ）が本願発明の範囲外である試料２０に関して、熱処理後も結晶が発生しなかった試料２０ａは表面粗さも実質的に変化しなかった。なお、保磁力はわずかに低下した。また、試料２０ａと比較して熱処理温度を高くした試料２０ｂは熱処理後に粒径が３０ｎｍよりも大きい（粗大）結晶が存在した。そして、中央部の表面粗さもエッジ部の表面粗さもわずかに低下した。なお、保磁力は著しく上昇した。
　したがって、組成が本願発明の範囲外である試料２０は、熱処理を行っても、表面粗さが変化せず保磁力がわずかに低下する程度であるか、大きな結晶が生じて表面粗さがわずかに低下し保磁力が著しく上昇するか、のいずれかである。
　表２３に示すように、熱処理前の試料３９（試料３９ａ）と熱処理後の試料３９とを比較する。組成が所定の範囲内であり熱処理により平均粒径が５～３０ｎｍであり結晶構造がｂｃｃであるＦｅ基ナノ結晶が生じる場合には、熱処理後は中央部の表面粗さもエッジ部の表面粗さも熱処理前と比較して大きく低下する。なお、保磁力も熱処理により大きく低下した。したがって、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶が生じることで表面粗さが低下し、保磁力が低下することがわかった。なお、表面粗さ比も低下した。すなわち、中央部の表面粗さよりもエッジ部の表面粗さの方が熱処理による低下幅が少し大きかった。
　２１…　ノズル
　２２…　溶融金属
　２３…　ロール
　２４…　（軟磁性合金）薄帯
　　２４ａ…　剥離面
　　２４ｂ…　自由面
　２５…　チャンバー
　２６…　剥離ガス噴射装置
　４１…エッジ部
　４３…中央部

Claims (11)

  1. 　組成式（Ｆｅ（１－（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅＳｆからなる主成分を有する軟磁性合金薄帯であって、
    　Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１つ以上、
    　Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１つ以上、
    　ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される１つ以上であり、
    　０≦ａ≦０．１４０
    　０．０２０≦ｂ≦０．２００
    　０≦ｃ≦０．１５０
    　０≦ｄ≦０．０９０
    　０≦ｅ≦０．０３０
    　０≦ｆ≦０．０３０
    　α≧０
    　β≧０
    　０≦α＋β≦０．５０
    　であり、
    　ａ，ｃおよびｄのうち少なくとも一つ以上が０より大きく、
    　前記軟磁性合金薄帯はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有し、
    　前記軟磁性合金薄帯は、厚さ方向に垂直な剥離面および自由面を有し、
    　前記軟磁性合金薄帯は、幅方向に沿ってエッジ部および中央部を有し、
    　前記剥離面において幅方向に沿って算術平均粗さを測定する場合に、前記中央部における算術平均粗さの平均値をＲａｃ、前記エッジ部における算術平均粗さの平均値をＲａｅとして、
    　０．８５≦Ｒａｅ／Ｒａｃ≦１．２５
    　を満たす軟磁性合金薄帯。
  2. 　前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５～３０ｎｍである請求項１に記載の軟磁性合金薄帯。
  3. 　０．７３≦１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９１である請求項１または２に記載の軟磁性合金薄帯。
  4. 　０≦α｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０である請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  5. 　α＝０である請求項１～４のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  6. 　０≦β｛１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．０３０である請求項１～５のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  7. 　β＝０である請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  8. 　α＝β＝０である請求項１～７のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  9. 　Ｒａｃが０．５０μｍ以下である請求項１～８のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  10. 　前記自由面において鋳造方向に沿って最大高さ粗さを測定する場合に、最大高さ粗さの平均値が０．４３μｍ以下である請求項１～９のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯。
  11. 　請求項１～１０のいずれかに記載の軟磁性合金薄帯からなる磁性部品。
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