WO2024122412A1 - 合金 - Google Patents

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WO2024122412A1
WO2024122412A1 PCT/JP2023/042606 JP2023042606W WO2024122412A1 WO 2024122412 A1 WO2024122412 A1 WO 2024122412A1 JP 2023042606 W JP2023042606 W JP 2023042606W WO 2024122412 A1 WO2024122412 A1 WO 2024122412A1
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WO
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atomic
alloy
crystallinity
concentration
average
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PCT/JP2023/042606
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English (en)
French (fr)
Inventor
平本尚三
宮武孝之
ラビ ガウタム
アミン ホセイン セペリ
大久保忠勝
Original Assignee
株式会社東北マグネットインスティテュート
国立研究開発法人物質・材料研究機構
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Definitions

  • the present invention relates to alloys, for example alloys including nanocrystalline soft magnetic materials containing Fe.
  • Nanocrystalline alloys have multiple nano-sized crystalline phases (nanocrystalline phases) formed within an amorphous phase.
  • Known soft magnetic materials include Fe-Si-B-Nb-Cu alloys and Fe-Cu-P-B-Si alloys (for example, Patent Document 1).
  • the Fe-Cu-P-B-Si alloy has a higher saturation magnetic flux density than the Fe-Si-B-Nb-Cu alloy, but its iron loss is also higher than that of the Fe-Si-B-Nb-Cu alloy.
  • the present invention was developed in consideration of the above problems, and aims to provide an alloy with high saturation magnetic flux density and low core loss.
  • the present invention is an alloy that contains Fe and B, has an amorphous phase and a plurality of ⁇ -Fe crystalline phases formed within the amorphous phase, has an average Fe concentration in the entire alloy of 79 atomic % or more, and has a crystallinity of 0.3% or more and 20% or less as measured by X-ray diffraction.
  • the average Fe concentration in the entire alloy is 79.0 atomic % or more and 86.0 atomic % or less
  • the average B concentration in the entire alloy is 5.0 atomic % or more and 14.0 atomic % or less
  • the average Si concentration in the entire alloy is 0.0 atomic % or more and 8.0 atomic % or less
  • the average P concentration in the entire alloy is 0.0 atomic % or more and 8.0 atomic % or less
  • the average C concentration in the entire alloy is 0.0 atomic % or more and 5.0 atomic % or less
  • the average Cu concentration in the entire alloy is 0.0 atomic % or more and 1.4 atomic % or less.
  • the average impurity concentration of the entire alloy for impurities other than Fe, Cu, P, B, Si and C is 0 atomic % or more and 0.3 atomic % or less, and the sum of the average Fe concentration, the average Cu concentration, the average P concentration, the average B concentration, the average Si concentration, the average C concentration and the average impurity concentration can be 100.0 atomic %.
  • the average Fe concentration in the entire alloy is 79.0 atomic % or more and 86.0 atomic % or less
  • the average B concentration in the entire alloy is 5.0 atomic % or more and 14.0 atomic % or less
  • the average Si concentration in the entire alloy is 0.0 atomic % or more and 8.0 atomic % or less
  • the average P concentration in the entire alloy is 1.0 atomic % or more and 8.0 atomic % or less
  • the average C concentration in the entire alloy is 0.0 atomic % or more and 5.0 atomic % or less
  • the average Cu concentration in the entire alloy is 0.4 atomic % or more and 1.4 atomic % or less.
  • the ratio of the average Cu concentration to the average P concentration can be 0.08 or more and 0.8 or less.
  • the average impurity concentration of the entire alloy for impurities other than Fe, Cu, P, B, Si and C is 0 atomic % or more and 0.3 atomic % or less, and the sum of the average Fe concentration, the average Cu concentration, the average P concentration, the average B concentration, the average Si concentration, the average C concentration and the average impurity concentration can be 100.0 atomic %.
  • the electrical resistivity of the alloy can be 0.65 times or more the electrical resistivity of an alloy with a crystallinity of 0%.
  • the crystallinity may be 0.5% or more and 8% or less.
  • the alloy can be in powder or strip form.
  • the present invention provides an alloy with high saturation magnetic flux density and low core loss.
  • FIG. 1(a) to 1(c) are diagrams showing a powder, a ribbon, and a magnetic component according to the first embodiment.
  • FIG. 2 is a diagram showing temperature changes during transportation in samples PA02, PA03 and PA06.
  • Figure 3 shows the correlation between the degree of crystallinity evaluated using X-ray diffraction (XRD) and the degree of crystallinity evaluated using differential scanning calorimetry (DSC).
  • Figures 4(a) and 4(b) are transmission electron microscope (TEM) images and selected area electron diffraction (SAED) images of samples PA01 and PA06, respectively.
  • 5(a) and 5(b) are transmission electron microscope images and selected area electron diffraction images of samples PA03 and PA02, respectively.
  • FIG. 6(a) is a graph showing electrical resistivity versus XRD crystallinity
  • FIG. 7(a) is a graph showing the saturation magnetic flux density Bs versus the XRD crystallinity
  • FIG. 7(b) is a graph showing the coercive force Hc versus the XRD crystallinity
  • FIG. 8 is a diagram showing normalized electrical resistivity versus XRD crystallinity for samples G4, G12, FeB and AMH1.
  • 9(a) and 9(b) show the normalized W10/10k versus XRD crystallinity.
  • Fe-Si-B-Nb-Cu alloys have high magnetic permeability and low iron loss, and have good soft magnetic properties. However, their saturation magnetic flux density Bs is about 1.23 T. Therefore, when these alloys are used in electronic components, they have the disadvantage of causing the applied materials and devices to become larger.
  • Fe-Cu-P-B-Si alloys have high saturation magnetic flux density, but large iron loss. Therefore, Fe-Cu-P-B-Si alloys are difficult to use in high-frequency electronic components.
  • advances in power semiconductors have led to the miniaturization and high power density of power control devices. As a result, electronic components with smaller losses (especially smaller iron loss) are required for high frequencies such as several kHz to 10 MHz.
  • the crystallinity is generally 40% to 50%. With this crystallinity, the saturation magnetic flux density of the alloy can be increased, but the iron loss is large.
  • the iron loss Pe is generally considered to be the sum of hysteresis loss and eddy current loss.
  • the eddy current loss is expressed by the following equation 1.
  • B is the magnetic flux density
  • f is the frequency
  • d is the thickness of the alloy
  • ⁇ is the electrical resistivity
  • C is a constant. From equation 1, it can be seen that as the frequency increases, the iron loss increases. Therefore, electronic components for high-frequency applications are required to further suppress the iron loss caused by eddy currents. As the electrical resistivity decreases, eddy current loss increases. Therefore, in order to suppress iron loss, it is necessary to increase the electrical resistivity.
  • the crystalline phase which is iron ( ⁇ -Fe) with a BCC (Body-Centered Cubic) structure, has low electrical resistivity. For this reason, it is thought that as the degree of crystallinity in the alloy decreases, the electrical resistivity increases and iron loss is suppressed.
  • an amorphous alloy (precursor alloy) is formed by melting a mixture of materials and rapidly cooling the resulting liquid metal.
  • An amorphous alloy is mostly amorphous and contains almost no crystalline phase. Depending on the conditions for rapidly cooling the liquid metal, the amorphous alloy may contain a small amount of crystalline phase.
  • the amorphous alloy is heat-treated. The amorphous alloy is heated to a temperature higher than the temperature at which the crystalline phase, which is ⁇ -Fe, begins to form. The alloy is then cooled, and part of the amorphous alloy becomes crystalline.
  • the alloy of the first embodiment contains Fe (iron) and B (boron), and has an amorphous phase and a plurality of ⁇ -Fe crystalline phases formed in the amorphous phase.
  • the degree of crystallinity measured by X-ray diffraction is 0.3% or more and 20% or less. This can suppress iron loss.
  • the alloy preferably contains Fe (iron), Si (silicon), B (boron), P (phosphorus) and Cu (copper). This can increase the saturation magnetic flux density and suppress iron loss.
  • the degree of crystallinity is measured by X-ray diffraction (XRD).
  • XRD X-ray diffraction
  • the degree of crystallinity by XRD can be measured as follows. For example, a Cu tube or a Cr (chromium) tube is used as the X-ray source.
  • amorphous alloy precursor alloy
  • the degree of crystallinity can be obtained by calculating the ratio between the broad diffraction intensity due to the amorphous material and the sharp diffraction intensity due to the crystal.
  • the integrated intensity due to diffraction is calculated by fitting using a peak shape function.
  • the peak shape function can be selected from Gaussian function, Lorentz function, pseudo-Voigt function, Pearson VII function, etc.
  • Each parameter of the peak shape function is refined using the least squares method to derive the peak integral intensity. If the integral intensity of the (110) diffraction peak is Ic and the integral intensity of the broad peak derived from the amorphous material is Ia, the crystallinity is derived as Ic/(Ic+Ia).
  • the degree of crystallinity may be measured using differential scanning calorimetry (DSC) and converted to the degree of crystallinity measured by X-ray diffraction.
  • DSC differential scanning calorimetry
  • X-ray diffraction X-ray diffraction
  • ⁇ H1 is reduced compared to ⁇ H1 of the amorphous alloy (precursor alloy).
  • the remaining amount of BCC-Fe that can be crystallized can be determined by taking the ratio of ⁇ H1 of the amorphous alloy (precursor alloy) to ⁇ H1 of the crystallized sample.
  • the degree of crystallinity is calculated as 1- ⁇ H1 (alloy after crystallization)/ ⁇ H1 (amorphous alloy).
  • the degree of crystallinity measured using differential scanning calorimetry can be converted to the degree of crystallinity measured by X-ray diffraction by multiplying it by 0.45.
  • the alloy When the crystallinity is 0%, the alloy is mostly amorphous, with high iron loss and low saturation magnetic flux density.
  • the iron loss When the crystallinity is greater than 20%, the iron loss is almost the same as when the crystallinity is 0%.
  • the crystallinity When the crystallinity is greater than 0%, the iron loss is suppressed.
  • the crystallinity When the crystallinity is 0.3% or more, the iron loss is smaller than when the crystallinity is 0%. When the crystallinity is 0.5% or more, the iron loss is even smaller.
  • the crystallinity When the crystallinity is between 0.5% and 6%, the iron loss is small and almost the same value.
  • the iron loss When the iron loss is 8%, the iron loss is slightly larger.
  • the crystallinity is greater than 20%, the iron loss is almost the same as when the crystallinity is 0%.
  • the electrical resistivity of the alloy is measured using the four-probe method of JIS K7194.
  • the electrical resistivity of the alloy decreases as the crystallinity increases.
  • the electrical resistivity is about 0.88 times that of a crystallinity of 0%.
  • the electrical resistivity is about 0.82 times that of a crystallinity of 0%.
  • the electrical resistivity is about 0.68 times that of a crystallinity of 0%.
  • the electrical resistivity of the alloy is preferably 0.65 times or more, more preferably 0.7 times or more, and even more preferably 0.8 times or more, of the electrical resistivity of an alloy with a crystallinity of 0%.
  • the electrical resistivity of the alloy is preferably 0.95 times or less, and more preferably 0.9 times or less, of the electrical resistivity of an alloy with a crystallinity of 0%.
  • the crystallinity is 0.3% or more, preferably 0.5% or more, more preferably 1% or more, and even more preferably 2% or more.
  • the crystallinity is 20% or less, preferably 18% or less, more preferably 10% or less, and even more preferably 8% or less.
  • the electrical resistivity is preferably 0.65 times or more, more preferably 0.8 times or more, and even more preferably 0.85 times or more, compared to the electrical resistivity of an alloy of the same composition with a crystallinity of 0%.
  • the alloy of embodiment 1 includes Fe and B, and may include Si, P, and Cu.
  • C carbon
  • Impurity elements other than Fe, Si, B, P, Cu, and C may be included unintentionally.
  • the impurity may be, for example, at least one element selected from Ti (titanium), Al (aluminum), Zr (zirconium), Hf (hafnium), Nb (neodymium), Ta (tantalum), Mo (molybdenum), W (tungsten), Cr (chromium), V (vanadium), Co (cobalt), Ni (nickel), Mn (manganese), Ag (silver), Zn (zinc), Sn (tin), Pb (lead), As (arsenic), Sb (antimony), Bi (bismuth), S (sulfur), N (nitrogen), O (oxygen), and rare earth elements.
  • the average Fe concentration, Si concentration, B concentration, P concentration, Cu concentration, C concentration and impurity concentration in the entire alloy are CFe, CSi, CB, CP, CCu, CC and CI, respectively.
  • the sum of CFe, CSi, CB, CP, CCu, CC and CI is 100.0 atomic %.
  • CFe, CSi, CB, CP, CCu, CC and CI correspond to the chemical compositions of the amorphous alloy and the nanocrystalline alloy.
  • composition of the entire alloy is Fe a B b Si c P x C y Cu z
  • CFe, CSi, CB, CP, CCu and CC correspond to a, c, b, x, z and y, respectively.
  • the average concentration of each element in the entire alloy can be measured by using the following method for a range sufficiently larger than the crystal phase.
  • CSi, CB, CP, and CCu are measured using Inductively Coupled Plasma (ICP) emission spectroscopy.
  • CC is measured using a combustion method.
  • CFe is calculated as the remainder of CSi, CB, CP, CCu, and CC. If the presence of impurities is confirmed by emission spectroscopy, CI is measured using a method appropriate for the detected element.
  • CFe is 79.0 atomic % or more, preferably 80.0 atomic % or more, and more preferably 81.0 atomic % or more.
  • concentration of metalloids B, P, C, and Si
  • CFe is preferably 86.0 atomic % or less, and more preferably 85.0 atomic % or less.
  • CFe is preferably 86.0 atomic % or less.
  • CB is preferably 5.0 atomic % or more, more preferably 6.0 atomic % or more, and even more preferably 7.0 atomic % or more.
  • CP is reduced. If CP is too low, the coercive force increases.
  • CB is preferably 14.0 atomic % or less, more preferably 13.0 atomic % or less, even more preferably 12.0 atomic % or less, and even more preferably 11.0 atomic % or less.
  • the alloy does not have to contain Si (i.e., CSi may be 0.0 atomic % or more).
  • CSi improves the ability to form an amorphous phase, stabilizing the production of an amorphous alloy by quenching liquid metal.
  • the temperature at which the crystalline phase of the compound begins to form increases, allowing the nanocrystalline phase to be stably formed. Therefore, in order to increase this temperature, CSi is preferably greater than 0.0 atomic %, more preferably 0.2 atomic % or more, and even more preferably 0.4 atomic % or more.
  • CSi is preferably 8.0 atomic % or less, more preferably 7.0 atomic % or less, and even more preferably 6.0 atomic % or less.
  • the alloy does not have to contain P (i.e., CP needs only to be 0.0 atomic % or more). If CP is high, the crystalline phase becomes smaller and the coercive force becomes lower. Therefore, CP is preferably 1.0 atomic % or more, more preferably 2.0 atomic % or more, and even more preferably 3.0 atomic % or more. In order to increase CP and make CFe 79.0 atomic % or more, CB and CSi are made low. If CB and CSi are too low, it becomes difficult to stably form an amorphous phase. Therefore, CP is preferably 8.0 atomic % or less, more preferably 7.0 atomic % or less, and even more preferably 6.0 atomic % or less.
  • CCu may be 0.0 atomic % or more.
  • Cu clusters become nucleation sites at the beginning of the formation of the crystalline phase, and the crystalline phase is formed. Therefore, CCu is preferably 0.4 atomic % or more, more preferably 0.5 atomic % or more, and even more preferably 0.6 atomic % or more.
  • the presence of Cu clusters in the crystalline phase and the amorphous phase impedes the movement of the domain wall.
  • the quantum mechanical action between Fe atoms and Cu atoms increases. This reduces the saturation magnetic flux density. From these points of view, CCu is preferably 1.4 atomic % or less, more preferably 1.3 atomic % or less, and even more preferably 1.2 atomic % or less.
  • CC is preferably 0 atomic % or more and 5.0 atomic % or less, more preferably 4.0 atomic % or less, and even more preferably 3.0 atomic % or less. It is preferable that impurities are not intentionally added. Therefore, CI is preferably 0 atomic % or more and 0.3 atomic % or less, more preferably 0.2 atomic % or less, and even more preferably 0.1 atomic % or less. For each of the impurity elements, it is preferably 0 atomic % or more and 0.10 atomic % or less, and even more preferably 0 atomic % or more and 0.02 atomic % or less.
  • the ratio of CCu to CP is preferably 0.8 or less, more preferably 0.7 or less, and even more preferably 0.6 or less, taking into account the oxidation and embrittlement of the composition.
  • the CCu/CP ratio is preferably 0.08 or more, more preferably 0.1 or more.
  • the size (grain size) of the crystalline phase in the nanocrystalline alloy affects the soft magnetic properties such as coercivity. If the size of the crystalline phase is small, the coercivity is low and the soft magnetic properties are improved. For this reason, the average sphere-equivalent diameter of the crystalline phase is preferably, for example, 50 nm or less, more preferably 30 nm or less, and even more preferably 20 nm or less. The average sphere-equivalent diameter of the crystalline phase 12 is, for example, 5 nm or more.
  • a single roll method is used to produce an amorphous alloy.
  • the conditions of the roll diameter and the rotation speed of the single roll method are arbitrary.
  • the single roll method is suitable for producing an amorphous alloy because it is easy to rapidly cool the alloy.
  • the cooling rate of the alloy melted for producing the amorphous alloy may be a method other than the single roll method.
  • a water atomization method or the atomization method described in Japanese Patent No. 6533352 may be used to produce an amorphous alloy.
  • Nanocrystalline alloys are obtained by heat treatment of amorphous alloys.
  • the temperature history in the heat treatment affects the nanostructure of the nanocrystalline alloy.
  • the heating rate, holding temperature, length of holding period, and cooling rate mainly affect the crystallinity.
  • the holding temperature has the greatest effect on the crystallinity.
  • the maximum holding temperature is set so as to obtain the desired crystallinity.
  • the holding temperature is, for example, 200°C or higher and 450°C or lower.
  • the heating rate from room temperature to the holding temperature is preferably 10°C/min or higher, more preferably 20°C/min or higher.
  • the length of the holding period is preferably a time at which it can be determined that crystallization has progressed sufficiently.
  • the length of the holding period is preferably 1 second or higher, more preferably 5 seconds or higher. From the viewpoint of shortening the manufacturing time, the length of the holding period is preferably 1 hour or less.
  • the cooling rate from the maximum holding temperature to room temperature is preferably 0.2°C/sec or higher. The heating rate, holding temperature, holding time, and cooling rate of the heat treatment can be selected under conditions that allow appropriate crystallization to be realized based on the size of the member to be applied.
  • FIG. 1(a) to 1(c) are diagrams showing the powder, ribbon, and magnetic part according to the first embodiment.
  • the powder 20 may contain the alloy according to the first embodiment.
  • the particle size of the powder 20 is evaluated by the median diameter from the particle size distribution obtained by the laser diffraction/scattering method.
  • the D90 of the powder 20 is, for example, 3 ⁇ m to 100 ⁇ m
  • the D50 of the powder 20 is, for example, 2 to 50 ⁇ m
  • the D10 of the powder 20 is, for example, 0.5 to 20 ⁇ m.
  • the ribbon 22 may contain the alloy according to the embodiment.
  • the width of the ribbon 22 is, for example, 1 to 500 mm, and the thickness is, for example, 8 to 60 ⁇ m.
  • the alloy may be in the form of a powder or a ribbon.
  • the soft magnetic core 24 may contain the alloy according to the first embodiment.
  • the soft magnetic core 24 is a molded body obtained by molding a mixture containing the powder and a binder, for example, as shown in FIG. 1A.
  • the binder is preferably made of a resin.
  • the molded body may be a magnetic part other than the soft magnetic core 24.
  • the samples were prepared as follows:
  • reagents such as iron (impurities of 0.01 wt% or less), boron (impurities of less than 0.5 wt%), triiron phosphide (impurities of less than 1 wt%), copper (impurities of less than 0.01 wt%) and metallic silicon (impurities of less than 0.00001 wt%) were prepared. It was confirmed in advance that no loss or contamination of elements would occur during the process of producing a nanocrystalline alloy from a mixture of these reagents.
  • a 200 gram mixture was prepared to achieve the desired chemical composition.
  • the mixture was heated in a crucible in an argon atmosphere to form a homogeneous molten metal.
  • the molten metal was allowed to solidify in a copper mold to produce an ingot.
  • An amorphous alloy was produced from the ingot using the single roll method. 20 grams of the ingot was melted in a BN (boron nitride) crucible and ejected from a quartz nozzle with an opening of 10 mm x 0.3 mm onto a rotating pure copper roll. An amorphous ribbon 10 mm wide and 25 ⁇ m thick was formed on the rotating roll as an amorphous alloy. The amorphous ribbon was peeled off from the rotating roll using an argon gas jet. Using an X-ray diffraction device and the above-mentioned method, it was confirmed that the amorphous ribbon was an amorphous alloy consisting only of amorphous matter.
  • BN boronitride
  • Device A Roll-to-roll heat treatment furnace
  • Device B Tubular furnace
  • Measuring device Nitto Seiko Analytech Loresta-AX MCP-T370
  • Table 1 shows the composition of the prepared alloys in atomic % and mass %.
  • the concentrations of Fe, Si, B, P, Cu and C are CFe, CSi, CB, CP, CCu and CC, respectively, 84.8 atomic %, 0.5 atomic %, 9.4 atomic %, 3.4 atomic %, 0.8 atomic % and 1.2 atomic %.
  • Table 2 shows the preparation conditions of the samples, as well as the crystallinity, electrical resistivity, W10/10k, coercive force Hc, and saturation magnetic flux density Bs.
  • "-" indicates that no measurement was performed.
  • Samples PA01 and AsQ are in an amorphous alloy state and have not been subjected to heat treatment.
  • a temperature profile is formed in the direction in which the sample is transported inside the furnace, and the heat treatment conditions are determined by the heater temperature and sample transport speed.
  • the heater temperatures for samples PA02, PA03, and PA06 are 485°C, 435°C, and 425°C, respectively, and the transport speeds are 1.0 m/min, 1.5 m/min, and 2.5 m/min, respectively.
  • the transport speed is 2.5 m/min, and the heater temperature is changed.
  • Figure 2 shows the temperature change during transportation in samples PA02, PA03, and PA06.
  • the temperature was measured by a thermocouple with a diameter of 0.5 mm sandwiched between stainless steel foils and transported through device A. As shown in Figure 2, when the transportation speed is fast, the retention period is short and the heating and cooling rates are fast.
  • the degree of crystallinity mainly depends on the heater temperature. The higher the heater temperature, the greater the degree of crystallinity. For example, when comparing PA03 and PA06-e, at the same heater temperature, the degrees of crystallinity are almost the same, but sample PA06-e, which has a faster conveying speed, has a slightly greater degree of crystallinity than sample PA03.
  • Figure 3 shows the correlation between XRD crystallinity and DSC crystallinity. As shown in Figure 3, XRD crystallinity and DSC crystallinity show a good correlation. DSC crystallinity can be converted to XRD crystallinity by multiplying it by 0.45.
  • Figures 4(a) to 5(b) are TEM (Transmission Electron Microscope) images and SAED (Selected Area Electron Diffraction) images of samples PA01, PA06, PA03 and PA02, respectively.
  • the upper right image in each figure is the SAED image.
  • the TEM image is almost uniformly gray, and no spots due to crystals are observed in the SAED image.
  • the gray areas in the TEM image are the amorphous phase 10.
  • Figure 6(a) shows electrical resistivity versus XRD crystallinity
  • Figure 6(b) shows W10/10k versus XRD crystallinity.
  • Crystallinity on the horizontal axis is expressed logarithmically, and samples with a crystallinity of 0% are plotted as having a crystallinity of 0.1%.
  • the electrical resistivity when the crystallinity is 0.1% or less, the electrical resistivity is about 170 ⁇ cm.
  • the normalized electrical resistivity is the value obtained by normalizing the electrical resistivity using the electrical resistivity when the crystallinity is approximately 0%.
  • W10/10k when the crystallinity is 0.1% or less, W10/10k is approximately 170-190 W/kg.
  • the crystallinity when the crystallinity is near 0%, the crystalline phase is hardly formed, so the iron loss is large.
  • the crystallinity is 0.3% or more, the crystalline phase is formed, so the iron loss is small.
  • the electrical resistivity hardly changes, and the iron loss hardly changes.
  • the crystallinity exceeds 5%, the electrical resistivity begins to decrease, so the iron loss begins to increase.
  • the crystallinity exceeds 10%, the electrical resistivity decreases further, and the iron loss increases.
  • the crystallinity exceeds 20%, the electrical resistivity decreases further, and the iron loss becomes similar to that of an amorphous alloy with a crystallinity of 0%.
  • Figure 7(a) shows the saturation magnetic flux density Bs versus XRD crystallinity
  • Figure 7(b) shows the coercive force Hc versus XRD crystallinity.
  • the saturation magnetic flux density Bs decreases as the crystallinity decreases.
  • the saturation magnetic flux density Bs is 1.6 T, which is greater than that of the Fe-Si-B-Nb-Cu alloy.
  • the coercive force Hc varies from 1.6 A/m to 5.6 A/m, but there is little correlation between the crystallinity and the coercive force Hc.
  • Samples were prepared using device B. Six samples measuring 10 mm x 70 mm were stacked and placed in a tubular furnace at room temperature. The temperature was raised at a rate of 20°C/min until the target temperature was reached, and the samples were held at the target temperature for a certain period, after which they were removed from the furnace and air-cooled.
  • Table 3 shows the composition of the alloys prepared in atomic percent.
  • composition of composition A is almost the same as that in Table 1.
  • B compared to composition A, B is increased by 1.5 atomic %, and Fe, P and C are decreased by 0.5 atomic %, 0.5 atomic % and 0.4 atomic %, respectively.
  • C Si is increased by 2.2 atomic %, and Fe, B and C are decreased by 1.1 atomic %, 0.7 atomic % and 0.5 atomic %, respectively, compared to composition B.
  • Tables 4 and 5 show the composition, preparation conditions of the samples, the crystallinity, W10/10k, coercive force Hc, and saturation magnetic flux density Bs.
  • the samples in Tables 4 and 5 with an ultimate temperature of 25° C. were not subjected to heat treatment.
  • the crystallinity is 0.3% or more and 20% or less, it is possible to increase the saturation magnetic flux density and suppress iron loss, regardless of the manufacturing method and composition.
  • Example 2 a sample was prepared that did not contain Si, P, or Cu.
  • the manufacturing method of the amorphous alloy was the same as in Example 1.
  • Manufacturing equipment tubular furnace Holding time: 30 minutes Heating rate: 40°C/sec to 70°C/sec Degree of vacuum: 10-3 MPa or less
  • Degree of vacuum 10-3 MPa or less
  • a quartz tube in which a sample was sealed and placed in a vacuum state was inserted into a tubular furnace set at the target temperature. After the holding time had elapsed, the quartz tube was removed from the tubular furnace.
  • Measuring device RM3545 manufactured by Hioki E.E.C. 4-terminal probe: RM9010-2 Probe spacing: 1.5 mm
  • Table 6 shows the compositions and thicknesses of the prepared alloys.
  • sample G4 contains Fe, Si, B, P and Cu, and corresponds to Example 1.
  • Sample G12 contains Fe, B, P and Cu, but does not contain Si.
  • Sample FeB contains Fe and B, but does not contain Si, P or Cu.
  • Sample AMH1 contains Fe, Si and B, but does not contain P or Cu.
  • Sample FT contains Nb in addition to Fe, Si, B, P and Cu, but the Fe composition is low at 73.5 atomic %.
  • Tables 7 to 11 show the temperatures reached by the samples G4, G12, FeB, AMH1 and FT, as well as the crystallinity, electrical resistivity, W10/10k, coercive force Hc and saturation magnetic flux density Bs.
  • Sample AsQ is in an amorphous alloy state and has not been heat treated.
  • the retention strength Hc is good at 100 A/m or less.
  • the retention strength Hc is good at 40 A/m or less.
  • Samples G4, G12, FeB, and AMH1 have a good saturation magnetic flux density Bs of 1.5 T or more.
  • Sample FT has a low saturation magnetic flux density of 1.3 T or less. This is because the Fe composition of sample FT is low at 73.5 atomic %.
  • Figure 8 shows the normalized electrical resistivity versus XRD crystallinity for samples G4, G12, FeB, and AMH1.
  • Figures 9(a) and 9(b) show the normalized W10/10k versus XRD crystallinity.
  • Figure 9(b) is an enlarged view of the vertical axis of Figure 9(a). The normalized electrical resistivity and normalized W10/10k are normalized against AsQ for each of samples G4, G12, FeB, and AMH1. The dots indicate measurement points.
  • the normalized electrical resistivity is approximately 1 when the XRD crystallization ratio is between 0.1% and 10%.
  • the normalized electrical resistivity drops to approximately 0.8.
  • the normalized electrical resistivity is 0.65 or more.
  • the normalized W10/10k is 1 or less when the XRD crystallinity is between 0.1% and 10%.
  • the normalized 10/10k exceeds 1, and as the XRD crystallinity increases, the normalized 10/10k becomes very large.

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Abstract

合金は、ＦｅおよびＢを含み、非晶質相１０と前記非晶質相１０内に形成された複数のα－Ｆｅ結晶相１２とを備え、合金全体における平均Ｆｅ濃度は７９原子％以上であり、Ｘ線回折法を用い測定した結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下である。　

Description

合金
　本発明は、合金に関し、例えばＦｅを含むナノ結晶軟磁性材料を含む合金に関する。
　ナノ結晶合金は、非晶質相内に形成された複数のナノサイズの結晶相（ナノ結晶相）を備えている。軟磁性体材料として、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ合金およびＦｅ－Ｃｕ－Ｐ－Ｂ－Ｓｉ合金が知られている（例えば特許文献１）。
国際公開第２０２１／１３２２７２号
　Ｆｅ－Ｃｕ－Ｐ－Ｂ－Ｓｉ合金は、飽和磁束密度がＦｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ合金より高いものの、鉄損がＦｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ合金より大きい。
　本発明は、上記課題に鑑みなされたものであり、飽和磁束密度が高くかつ鉄損が小さい合金を提供することを目的とする。
　本発明は、ＦｅおよびＢを含み、非晶質相と前記非晶質相内に形成された複数のα－Ｆｅ結晶相とを備え、合金全体における平均Ｆｅ濃度は７９原子％以上であり、Ｘ線回折法を用い測定した結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下である
合金である。
　上記構成において、合金全体の平均Ｆｅ濃度は７９．０原子％以上かつ８６．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｂ濃度は５．０原子％以上かつ１４．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｓｉ濃度は０．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｐ濃度は０．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｃ濃度は０．０原子％以上かつ５．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｃｕ濃度は０．０原子％以上かつ１．４原子％以下である構成とすることができる。
　上記構成において、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｐ、Ｂ、ＳｉおよびＣ以外の不純物における合金全体の平均不純物濃度は０原子％以上かつ０．３原子％以下であり、前記平均Ｆｅ濃度、前記平均Ｃｕ濃度、前記平均Ｐ濃度、前記平均Ｂ濃度、前記平均Ｓｉ濃度、前記平均Ｃ濃度および前記平均不純物濃度の合計は１００．０原子％である構成とすることができる。
　上記構成において、合金全体の平均Ｆｅ濃度は７９．０原子％以上かつ８６．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｂ濃度は５．０原子％以上かつ１４．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｓｉ濃度は０．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｐ濃度は１．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｃ濃度は０．０原子％以上かつ５．０原子％以下であり、合金全体の平均Ｃｕ濃度は０．４原子％以上かつ１．４原子％以下である構成とすることができる。
　上記構成において、前記平均Ｐ濃度に対する前記平均Ｃｕ濃度の比は０．０８以上かつ０．８以下である構成とすることができる。
　上記構成において、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｐ、Ｂ、ＳｉおよびＣ以外の不純物における合金全体の平均不純物濃度は０原子％以上かつ０．３原子％以下であり、前記平均Ｆｅ濃度、前記平均Ｃｕ濃度、前記平均Ｐ濃度、前記平均Ｂ濃度、前記平均Ｓｉ濃度、前記平均Ｃ濃度および前記平均不純物濃度の合計は１００．０原子％である構成とすることができる。
　上記構成において、前記合金の電気抵抗率は、前記結晶化度が０％の合金の電気抵抗率の０．６５倍以上である構成とすることができる。
　上記構成において、前記結晶化度が０．５％以上かつ８％以下である構成とすることができる。
　上記構成において、前記合金は粉体状または帯状である構成とすることができる。
　本発明によれば、飽和磁束密度が高くかつ鉄損が小さい合金を提供することができる。
図１（ａ）から図１（ｃ）は、実施形態１に係る粉末、薄帯および磁性部品を示す図である。 図２は、サンプルＰＡ０２、ＰＡ０３およびＰＡ０６における搬送時の温度変化を示す図である。 図３は、Ｘ線回折（ＸＲＤ：X‐Ray Diffraction）法を用い評価した結晶化度と示差走査熱量測定（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）法を用い評価した結晶化度との相関を示す図である。 図４（ａ）および図４（ｂ）は、それぞれサンプルＰＡ０１およびＰＡ０６における透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscope）画像および制限視野電子回折（ＳＡＥＤ：Selected Area Electron Diffraction）像である。 図５（ａ）および図５（ｂ）は、それぞれサンプルＰＡ０３およびＰＡ０２における透過電子顕微鏡画像および制限視野電子回折像である。 図６（ａ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する電気抵抗率を示す図、図６（ｂ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する最大印加磁場Ｂｍ＝１Ｔおよび周波数ｆ＝１０ｋＨｚにおける鉄損Ｗ１０／１０ｋを示す図である。 図７（ａ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する飽和磁束密度Ｂｓを示す図、図７（ｂ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する保磁力Ｈｃを示す図である。 図８は、サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢおよびＡＭＨ１におけるＸＲＤ結晶化度に対する規格化電気抵抗率を示す図である。 図９（ａ）および図９（ｂ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する規格化Ｗ１０／１０ｋを示す図である。
　Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ合金は、高い透磁率および低い鉄損を実現でき、軟磁性特性が良好である。しかし、飽和磁束密度Ｂｓが１．２３Ｔ程度である。このため、この合金を電子部品に用いると適用部材や機器が大型化してしまうという欠点を有する。一方、Ｆｅ－Ｃｕ－Ｐ－Ｂ－Ｓｉ合金は、飽和磁束密度が高いものの、鉄損が大きい。このため、Ｆｅ－Ｃｕ－Ｐ－Ｂ－Ｓｉ合金は、周波数の高い電子部品には用いにくい。特に、近年はパワー半導体の進歩により電力制御機器の小型化および高電力密度化が進展してきた。結果として、数ｋＨｚ～１０ＭＨｚといった高周波数用において、より損失の小さい（特に鉄損の小さい）電子部品が要求されている。Ｆｅ－Ｃｕ－Ｐ－Ｂ－Ｓｉ合金では、一般的に結晶化度は４０％～５０％である。この結晶化度では、合金の飽和磁束密度を大きくできるものの、鉄損が大きい。
　鉄損Ｐｅは一般にヒステリシス損失と渦電流損失との和とされる。渦電流損失は数１により表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　Ｂは磁束密度、ｆは周波数、ｄは合金の厚さ、ρは電気抵抗率、Ｃは定数である。数１より、周波数が高くなると鉄損が大きくなる。よって、周波数の高い用途の電子部品には渦電流から生じる鉄損をより抑制することが求められる。電気抵抗率が低くなると、渦電流損失が増加する。よって、鉄損を抑制するためには、電気抵抗率を高くすることが求められる。ナノ結晶合金では、ＢＣＣ（Body-Centered Cubic）構造の鉄（α－Ｆｅ）である結晶相の電気抵抗率が低い。このため、合金内の結晶化度が低くなると、電気抵抗率が増加し、鉄損が抑制されるのではないかと考えられる。
　非晶質合金およびナノ結晶合金の製造方法を説明する。まず、材料の混合物を溶融して得られた液体金属を急冷することにより非晶質合金（前駆体合金）を形成する。非晶質合金はほぼ非晶質相であり、結晶相をほとんど含まない。液体金属の急冷の条件によって、非晶質合金は微量の結晶相を含んでもよい。次に非晶質合金を熱処理する。非晶質合金を、α－Ｆｅである結晶相が生成しはじめる温度より高くする。その後、合金を冷却することで、非晶質合金の一部が結晶相となる。
［実施形態１］
　実施形態１の合金は、Ｆｅ（鉄）およびＢ（ホウ素）を含み、非晶質相と非晶質相内に形成された複数のα－Ｆｅ結晶相とを備える。Ｘ線回折法を用い測定した結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下である。これにより、鉄損を抑制できる。また、合金は、Ｆｅ（鉄）、Ｓｉ（シリコン）、Ｂ（ホウ素）、Ｐ（燐）およびＣｕ（銅）を含むことが好ましい。これにより、飽和磁束密度を大きくし、かつ鉄損を抑制できる。
［結晶化度と電気抵抗率］
　結晶化度は、Ｘ線回折（ＸＲＤ：X‐Ray Diffraction）法により測定する。ＸＲＤ結晶化度は、以下のように測定することができる。Ｘ線源として例えばＣｕ管球またはＣｒ（クロム）管球を用いる。非晶質合金（前駆体合金）についてＸＲＤ測定をするとＣｕ管球の場合は２θ＝４５°付近に、Ｃｒ管球の場合は２θ＝６９°付近に、それぞれ非晶質（アモルファス）由来のブロードなピークが観測される。結晶化が進んだ試料の場合、Ｃｕ管球の場合は２θ＝４５°付近に、Ｃｒ管球の場合は２θ＝６９°付近に、それぞれＢＣＣ－Ｆｅ由来の（１１０）回折ピークが観測される。非晶質によるブロードな回折強度と結晶によるシャープな回折強度の比を求めることで結晶化度を求めることができる。回折による積分強度の算定にはピーク形状関数を用いたフィッティングを行う。ピーク形状関数は、ガウス関数、ローレンツ関数、擬フォークト関数およびピアソンＶＩＩ関数などから任意に選択することができる。最小二乗法を用いピーク形状関数の各パラメータを精密化しピークの積分強度を導出する。（１１０）回折ピークの積分強度をＩｃ、非晶質由来のブロードなピークの積分強度をＩａとすると、結晶化度は、Ｉｃ／（Ｉｃ＋Ｉａ）として導出される。
　結晶化度は、示差走査熱量測定（ＤＳＣ：Differential scanning calorimetry）法を用い測定し、Ｘ線回折法により測定される結晶化度に換算してもよい。ＤＳＣ法では、合金の温度を２００℃から６００℃まで４０℃／分で走査した場合、２つの発熱ピークが観測される。４００℃付近のピークはＢＣＣ-Ｆｅの析出による発熱であり、５００℃付近のピークはホウ化二鉄などのホウ素化合物析出による発熱ピークである。ここで４００℃付近のＢＣＣ-Ｆｅによる発熱量をΔＨ１とする。結晶化が進んだ試料をＤＳＣで測定した場合、ΔＨ１は非晶質合金（前駆体合金）のΔＨ１と比べて減少する。非晶質合金（前駆体合金）のΔＨ１と結晶化した試料のΔＨ１の比をとることで結晶化可能なＢＣＣ-Ｆｅの残存量がわかる。結晶化度は、１－ΔＨ１(結晶化後の合金)／ΔＨ１（非晶質合金）として導出される。例えば、示差走査熱量測定法を用い測定された結晶化度を０．４５倍すると、Ｘ線回折法により測定される結晶化度に換算できる。
　結晶化度が０％では、合金はほとんど非晶質相であり、鉄損が大きく、飽和磁束密度が小さい。結晶化度が２０％より大きいと、鉄損は、結晶化度が０％のときとほとんど同じである。結晶化度が０％より大きくなると鉄損が抑制される。結晶化度が０．３％以上の鉄損は、結晶化度が０％の鉄損より小さくなる。結晶化度が０．５％以上では鉄損がさらに小さくなる。結晶化度が０．５％から６％では、鉄損は小さくほぼ同じ値である。鉄損が８％になると、鉄損は少し大きくなる。結晶化度が２０％より大きくなると、鉄損は、結晶化度が０％のときとほぼ同じになる。
　合金の電気抵抗率は、ＪＩＳ（日本産業規格）　Ｋ７１９４の４探針法を用いて測定する。合金の電気抵抗率は、結晶化度が大きくなると小さくなる。結晶化度が０％のときに対し、結晶化度が０．３％となると、結晶化度が０％の電気抵抗率に対し、電気抵抗率が約０．８８倍程度となる。結晶化度が５％となると、結晶化度が０％の電気抵抗率に対し、電気抵抗率が約０．８２倍程度となる。結晶化度が１８％となると、結晶化度が０％の電気抵抗率に対し、電気抵抗率が約０．６８倍程度となる。このように、結晶化度が大きくなると、電気抵抗率が低くなり、鉄損が大きくなる。以上より、合金の電気抵抗率は、結晶化度が０％の合金の電気抵抗率の０．６５倍以上が好ましく、０．７倍以上がより好ましく、０．８倍以上がさらに好ましい。電気抵抗率が高いとき結晶化度はほぼ０％である。よって、合金の電気抵抗率は、結晶化度が０％の合金の電気抵抗率の０．９５倍以下が好ましく、０．９倍以下がより好ましい。
　以上から、結晶化度は、０．３％以上であり、０．５％以上が好ましく、１％以上がより好ましく、２％以上がさらに好ましい。結晶化度は、２０％以下であり、１８％以下が好ましく、１０％以下がより好ましく、８％以下がさらに好ましい。電気抵抗率は、結晶化度が０％の同じ組成の合金の電気抵抗率に対し、０．６５倍以上が好ましく、０．８倍以上がより好ましく、０．８５倍以上がさらに好ましい。
［組成］
　実施形態１の合金は、ＦｅおよびＢを含み、Ｓｉ、ＰおよびＣｕを含んでもよい。Ｃ（炭素）は意図的または意図せず含まれることがある。Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｐ、ＣｕおよびＣ以外の不純物元素が意図せず含まれることがある。不純物は、例えばＴｉ（チタン）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｈｆ（ハフニウム）、Ｎｂ（ネオジウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｃｒ（クロム）、Ｖ（バナジウム）、Ｃｏ（コバルト）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｍｎ（マンガン）、Ａｇ（銀）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（錫）、Ｐｂ（鉛）、Ａｓ（砒素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｓ（硫黄）、Ｎ（窒素）、Ｏ（酸素）および希土類元素のうち少なくとも１つの元素である。
　合金全体における平均のＦｅ濃度、Ｓｉ濃度、Ｂ濃度、Ｐ濃度、Ｃｕ濃度、Ｃ濃度および不純物濃度をそれぞれＣＦｅ、ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰ、ＣＣｕ、ＣＣおよびＣＩとする。ＣＦｅ、ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰ、ＣＣｕ、ＣＣおよびＣＩの合計は１００．０原子％となる。ＣＦｅ、ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰ、ＣＣｕ、ＣＣおよびＣＩは、非晶質合金およびナノ結晶合金の化学組成に対応する。すなわち、合金全体の組成物をＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚとしたとき、ＣＦｅ、ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰ、ＣＣｕおよびＣＣは、それぞれａ、ｃ、ｂ、ｘ、ｚおよびｙに対応する。合金全体における各元素の平均濃度は、結晶相より十分に大きい範囲に対し以下の方法を用いることで測定することができる。ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰおよびＣＣｕは、発光分光分析法（ＩＣＰ：Inductively Coupled Plasma)を用い測定する。ＣＣは燃焼法を用い測定する。ＣＦｅは、ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰ、ＣＣｕおよびＣＣの残部として算出する。発光分光分析法により不純物の存在が確認できた場合には、検出された元素に応じた方法を用いＣＩを測定する。
　飽和磁束密度を大きくする観点から、ＣＦｅは７９．０原子％以上であり、８０．０原子％以上が好ましく、８１．０原子％以上がより好ましい。メタロイド（Ｂ、Ｐ、ＣおよびＳｉ）の濃度を高くすることで、結晶相間に非晶質相をより安定的に設けることができる。このため、ＣＦｅは８６．０原子％以下が好ましく、８５．０原子％以下がより好ましい。また、材料の混合物を溶融して得られた液体金属を急冷して非晶質合金の薄帯を作製するときに、ＣＦｅが８６．０原子％を越えると、安定な非晶質合金が得られなくなる。この観点からも、ＣＦｅは、８６．０原子％以下が好ましい。
　ＣＢが高いと非晶質相を安定に形成することができる。よって、ＣＢは５．０原子％以上が好ましく、６．０原子％以上がより好ましく、７．０原子％以上がさらに好ましい。ＣＢを高くしかつＣＦｅを７９．０原子％以上とするためには、ＣＰを低くすることになる。ＣＰが低くなりすぎると、保磁力が高くなる。また、ＣＢが高くなると、好ましくない化合物の生成温度が低下し、均質なナノ結晶相の形成を阻害し、磁気特性を劣化させる場合がある。よって、ＣＢは１４．０原子％以下が好ましく、１３．０原子％以下がより好ましく、１２．０原子％以下がさらに好ましく、１１．０原子％以下がさらに好ましい。
　合金はＳｉを含まなくてもよい（すなわち、ＣＳｉは０．０原子％以上であればよい）。ＣＳｉを高くすると、非晶質相を形成する能力が向上し、液体金属の急冷による非晶質合金の作製を安定化させる。また、化合物の結晶相が生成しはじめる温度が高くなり、ナノ結晶相を安定に形成することができる。よって、この温度を高くするため、ＣＳｉは、０．０原子％より大きいことが好ましく、０．２原子％以上がより好ましく、０．４原子％以上がさらに好ましい。ＣＳｉを高くしかつＣＦｅを７９．０原子％以上とするためには、ＣＰを低くすることになる。ＣＰが低くなりすぎると、保磁力が高くなる。よって、ＣＳｉは８．０原子％以下が好ましく、７．０原子％以下がより好ましく、６．０原子％以下がさらに好ましい。
　合金はＰを含まなくてもよい（すなわち、ＣＰは０．０原子％以上であればよい）。ＣＰが高いと結晶相が小さくなり保磁力が低くなる。よって、ＣＰは１．０原子％以上が好ましく、２．０原子％以上がより好ましく、３．０原子％以上がさらに好ましい。ＣＰを高くしかつＣＦｅを７９．０原子％以上とするためには、ＣＢおよびＣＳｉを低くすることになる。ＣＢおよびＣＳｉが低くなりすぎると、非晶質相を安定に形成することが難しくなる。よって、ＣＰは８．０原子％以下が好ましく、７．０原子％以下がより好ましく、６．０原子％以下がさらに好ましい。
　合金はＣｕを含まなくてもよい（すなわち、ＣＣｕは０．０原子％以上であればよい）。合金にＣｕを添加することで、結晶相の形成初期にＣｕクラスタが核生成サイトとなり結晶相が形成される。よって、ＣＣｕは０．４原子％以上が好ましく、０．５原子％以上がより好ましく、０．６原子％以上がさらに好ましい。結晶相および非晶質相内にＣｕクラスタが存在すると磁壁の移動の障害となる。また、Ｃｕが結晶相および非晶質相に固溶すると、Ｆｅ原子とＣｕ原子との量子力学的な作用が大きくなる。これにより、飽和磁束密度が低下する。これらの観点から、ＣＣｕは１．４原子％以下が好ましく、１．３原子％以下がより好ましく、１．２原子％以下がさらに好ましい。
　Ｃが微量に添加されると非晶質合金の形成に有益であるが、過剰に添加されると合金の脆化や特性の劣化につながる。よって、ＣＣは、０原子％以上であって、５．０原子％以下が好ましく、４．０原子％以下がより好ましく、３．０原子％以下がさらに好ましい。不純物は意図的に添加しないことが好ましい。よって、ＣＩは、０原子％以上であって、０．３原子％以下が好ましく、０．２原子％以下がより好ましく、０．１原子％以下がさらに好ましい。不純物元素の各々についても、０原子％以上かつ０．１０原子％以下が好ましく、０原子％以上かつ０．０２原子％以下がより好ましい。
　Ｃｕ原子とＰ原子の間には引力があり、合金組成物が特定の比率のＣｕ元素とＰ元素とを含むと、ナノ結晶相の形成の際に均質なＦｅ結晶が得られ、優れた磁気特性を実現できる。ＣＰに対するＣＣｕの比（ＣＣｕ／ＣＰ比）は、０．８以下が好ましく、０．７以下がより好ましく、組成物の酸化や脆化を考慮すると、０．６以下がさらに好ましい。ＣＣｕ／ＣＰ比は、０．０８以上が好ましく、０．１以上がより好ましい。
　ナノ結晶合金中の結晶相のサイズ（粒径）が保磁力等の軟磁気特性に影響する。結晶相のサイズが小さいと保磁力が低くなり軟磁気特性が向上する。このため、結晶相の球相当径の平均値は、例えば５０ｎｍ以下が好ましく、３０ｎｍ以下がより好ましく、２０ｎｍ以下がさらに好ましい。結晶相１２の球相当径の平均値は、例えば５ｎｍ以上である。
［製造方法］
　以下にナノ結晶合金の製造方法について説明する。実施形態に係る合金の製造方法は下記の方法には限定されない。
［非晶質合金の製造方法］
　非晶質合金の製造には、例えば単ロール法を用いる。単ロール法のロール径および回転数の条件は任意である。単ロール法は急速冷却が容易なため非晶質合金の製造に適している。非晶質合金の製造のため溶融した合金の冷却速度は、非晶質合金の製造には、単ロール法以外の方法を用いてもよい。非晶質合金の製造には、例えば水アトマイズ法または特許第６５３３３５２号記載のアトマイズ法を用いてもよい。
［ナノ結晶合金の製造方法］
　ナノ結晶合金は、非晶質合金の熱処理によって得られる。ナノ結晶合金の製造では、熱処理における温度履歴がナノ結晶合金のナノ構造に影響する。例えば、熱処理では、主に、加熱速度、保持温度、保持期間の長さ、冷却速度が結晶化度に影響する。特に、保持温度が最も結晶化度に影響する。保持温度の最高温度は、所望の結晶化度となるように設定する。保持温度は、例えば２００℃以上であり、４５０℃以下である。室温から保持温度までの加熱速度は、１０℃／分以上が好ましく、２０℃／分以上がより好ましい。保持期間の長さは、結晶化が十分に進行したと判断できる時間であることが好ましい。例えば、保持期間の長さは、１秒以上が好ましく、５秒以上がより好ましい。製造時間短縮の観点から、保持期間の長さは１時間以下が好ましい。保持温度の最高温度に達してから室温までの冷却速度は０．２℃／秒以上が好ましい。熱処理の加熱速度、保持温度、保持時間および冷却速度は、適用する部材の大きさなどから適切に結晶化が実現できる条件を選択することができる。
［実施形態２］
　図１（ａ）から図１（ｃ）は、実施形態１に係る粉末、薄帯および磁性部品を示す図である。図１（ａ）に示すように、粉末２０が実施形態１に係る合金を含んでもよい。粉末２０の粒径は、レーザ回折・散乱法により得られた粒度分布からメジアン径により評価される。粉末２０のＤ９０は、例えば、３μｍ～１００μｍであり、粉末２０のＤ５０は、例えば、２～５０μｍであり、粉末２０のＤ１０は、例えば、０．５～２０μｍである。図１（ｂ）に示すように、薄帯２２が実施形態に係る合金を含んでもよい。薄帯２２の幅は例えば１～５００ｍｍであり、厚さは例えば８～６０μｍである。図１（ａ）および図１（ｂ）のように、合金は、粉体状または帯状でもよい。図１（ｃ）に示すように、軟磁性体コア２４は実施形態１に係る合金を含んでもよい。軟磁性体コア２４は、例えば図１（ａ）の粉体と結着材とを含む混合物を成形した成形体である。結着材は、樹脂からなることが好ましい。成形体は軟磁性体コア２４以外の磁性部品でもよい。
　以下のようにサンプルを作製した。
［非晶質合金の製造］
　合金の出発材料として、鉄（０．０１重量％以下の不純物）、ホウ素（０．５重量％未満の不純物）、燐化三鉄（１重量％未満の不純物）、銅（０．０１重量％未満の不純物）および金属シリコン（０．００００１重量％未満の不純物）といった試薬を準備した。これら試薬の混合物からナノ結晶合金を製造する過程では、元素の損失や混入が生じないことを予め確認した。
　所望の化学組成となるように２００グラムの混合物を調製した。混合物をアルゴン雰囲気中のるつぼ内で加熱し、均一な溶融金属を形成した。溶融金属を銅モールド内で凝固させインゴットを製造した。
　インゴットから単ロール法を用い非晶質合金を製造した。ＢＮ（窒化ホウ素）るつぼ内で２０グラムのインゴットを溶融させ、１０ｍｍ×０．３ｍｍの開口部を有する石英ノズルから純銅の回転ロールに吐出した。回転ロール上に幅１０ｍｍ、厚さ２５μｍの非晶質リボンが非晶質合金として形成された。非晶質リボンをアルゴンガスジェットにより回転ロールから剥離した。Ｘ線回折装置を用い、上述の方法により、非晶質リボンが非晶質のみからなる非晶質合金であることを確認した。
［製造装置］
　非晶質合金を熱処理し、ナノ結晶合金を形成する熱処理として、以下の２つの装置を用いた
装置Ａ：ロールｔｏロール熱処理炉
装置Ｂ：管状炉
［ＸＲＤ法による結晶化度（ＸＲＤ結晶化度）の測定方法］
　測定装置：リガク社製ＭｉｎｉＦｌｅｘ６００
　Ｘ線源：Ｃｕ
　２θ範囲：２０°～１１０°
　２θ走査ステップ：０．０１°
　サンプルサイズ：１０ｍｍ×７０ｍｍ
　測定面：ロール面
［ＤＳＣ法による結晶化度（ＤＳＣ結晶化度）の測定方法］
　測定装置：パーキンエルマ社製ＤＳＣ８５００
　フローガス：Ａｒ
　サンプルパン：Ｐｔ
　温度走査条件：２００℃に１分保持後、２００℃から６００℃まで、＋４０℃／分の速度で加熱
　サンプル質量：約１０ｍｇ
［鉄損の測定方法］
　測定装置：岩崎通信機製ＳＹ－８２１９、ＳＹ－９５６
　一次巻線：４０Ｔ
　二次巻線：２００Ｔ
　周波数：１０ｋＨｚ
　磁束密度：１．０Ｔ
　サンプルサイズ：１０ｍｍ×７０ｍｍ
［飽和磁束密度の測定方法］
　測定装置：東英工業社製ＶＳＭ－Ｐ７－１５
　印加磁界：９５５ｋＡ／ｍ
　サンプルサイズ：８ｍｍ×８ｍｍ
［保磁力の測定方法］
　測定装置：理研電子社製ＢＨＳ－４０
　印加磁界：２０００Ａ／ｍ
　サンプルサイズ：１０ｍｍ×７０ｍｍ
［電気抵抗率の測定方法］
　測定装置：日東精工アナリテック製ロレスタ-ＡＸ　ＭＣＰ-Ｔ３７０
　装置Ａを用いたサンプルを作製した。表1は、作製した合金の組成を原子％および質量％を示す表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示すように、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｐ、ＣｕおよびＣの濃度ＣＦｅ、ＣＳｉ、ＣＢ、ＣＰ、ＣＣｕおよびＣＣは、それぞれ８４．８原子％、０．５原子％、９．４原子％、３．４原子％、０．８原子％および１．２原子％である。
　表２は、作製したサンプルの作製条件と、結晶化度、電気抵抗率、Ｗ１０／１０ｋ、保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓを示す表である。表２中の「－」は測定していないことを示している。サンプルＰＡ０１およびＡｓＱは、非晶質合金の状態であり、熱処理を行っていない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　ロールｔｏロール熱処理炉では、炉内においてサンプルを搬送する方向に温度プロファイルを形成しておき、ヒータ温度およびサンプルの搬送速度で、熱処理条件を決定している。表２に示すように、サンプルＰＡ０２、ＰＡ０３およびＰＡ０６のヒータ温度は、それぞれ４８５℃、４３５℃および４２５℃であり、搬送速度は、それぞれ１．０ｍ／分、１．５ｍ／分および２．５ｍ／分である。サンプルＰＡ０６ａ～ＰＡ０６ｌおよびＰＡ０１ａ～ＰＡ０１ｄでは、搬送速度は２．５ｍ／分であり、ヒータ温度を変えている。
　図２は、サンプルＰＡ０２、ＰＡ０３およびＰＡ０６における搬送時の温度変化を示す図である。温度は、ステンレス箔の間に０．５ｍｍ径の熱電対を挟み、装置Ａ内を搬送させたときの熱電対により測定された温度である。図２に示すように、搬送速度が速いと、保持期間が短く、加熱速度および冷却速度が速い。
　表１より、結晶化度は主にヒータ温度に依存する。ヒータ温度が高いと結晶化度が大きくなる。例えばＰＡ０３とＰＡ０６－ｅとの比較のように、同じヒータ温度では、結晶化度はほとんど同じであるが、搬送速度が速いサンプルＰＡ０６－ｅはサンプルＰＡ０３に比べ結晶化度がやや大きい。
　図３は、ＸＲＤ結晶化度とＤＳＣ結晶化度との相関を示す図である。図３に示すように、ＸＲＤ結晶化度とＤＳＣ結晶化度とは良い相関を示している。ＤＳＣ結晶化度を０．４５倍することで、ＸＲＤ結晶化度に変換することができる。
　図４（ａ）から図５（ｂ）は、それぞれサンプルＰＡ０１、ＰＡ０６、ＰＡ０３およびＰＡ０２におけるＴＥＭ（Transmission Electron Microscope）画像およびＳＡＥＤ（Selected Area Electron Diffraction）像である。各図の右上図がＳＡＥＤ像である。図４（ａ）に示すように、熱処理を行っていないサンプルＰＡ０１では、ＴＥＭ画像はほぼ均一のグレーであり、ＳＡＥＤ像では結晶に起因するスポットは観察されない。ＴＥＭ画像のグレーの領域は非晶質相１０である。
　図４（ｂ）に示すように、サンプルＰＡ０６では、ＴＥＭ画像にはグレーの非晶質相１０に黒または白の結晶相１２が観察できる。ＳＡＥＤ像では薄いスポットが観察される。図５（ａ）に示すように、サンプルＰＡ０３では、ＴＥＭ画像では、サンプルＰＡ０６に比べ、非晶質相１０内の結晶相１２が多く観察できる。ＳＡＥＤ像では、サンプルＰＡ０６に比べスポットが濃く観察される。図５（ｂ）に示すように、サンプルＰＡ０２では、ＴＥＭ画像では、サンプルＰＡ０２に比べ、非晶質相１０内の結晶相１２が多く観察できる。ＳＡＥＤ像では図５（ａ）に比べスポットが濃く観察される。このように、熱処理の温度により合金の結晶化度を変えることができる。
　図６（ａ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する電気抵抗率を示す図、図６（ｂ）は、ＸＲＤ結晶化度に対するＷ１０／１０ｋを示す図である。縦軸のＷ１０／１０ｋは、最大印加磁場Ｂｍ＝１Ｔおよび周波数ｆ＝１０ｋＨｚにおける鉄損に相当する。横軸の結晶化度は対数表示であり、結晶化度が０％のサンプルは結晶化度が０．１％としてプロットしている。
　図６（ａ）に示すように、結晶化度が０．１％以下では、電気抵抗率は約１７０μΩ・ｃｍである。電気抵抗率を結晶化度がほぼ０％の電気抵抗率を用い規格化した値を規格化電気抵抗率とする。結晶化度が０．３％以上かつ４％以下では電気抵抗率は約１５０μΩ・ｃｍであり、規格化電気抵抗率は１５０／１７０＝０．８８であり、ほぼ一定である。結晶化度が５％および８％となると、電気抵抗率は約１４０μΩ・ｃｍであり、規格化電気的効率は１４０／１７０＝０．８２とやや低くなる。結晶化度が１８％になると、電気抵抗率は約１１５μΩ・ｃｍであり、規格化抵抗率は１１５／１７０＝０．６８と低くなる。結晶化度が２０％のときの電気抵抗率の想定値は約１１０μΩ・ｃｍであり、規格化抵抗率は１１０／１７０＝０．６５である。その後、結晶化度が大きくなると電気抵抗率は低くなる。
　図６（ｂ）に示すように、結晶化度が０．１％以下では、Ｗ１０／１０ｋは約１７０～１９０Ｗ／ｋｇある。Ｗ１０／１０ｋを結晶化度がほぼ０％のＷ１０／１０ｋ＝１７０Ｗ／ｋｇを用い規格化した値を規格化Ｗ１０／１０ｋとする。結晶化度が０．３％および０．４％では、Ｗ１０／１０ｋは１２０～１３０Ｗ／ｋｇであり、規格化Ｗ１０／１０ｋは、１２０～１３０／１７０＝０．７０～０．７６である。結晶化度が０．５％～５％では、Ｗ１０／１０ｋは８０～９０Ｗ／ｋｇであり、規格化Ｗ１０／１０ｋは、８０～９０／１７０＝０．４７～０．５３であり、ほぼ一定である。結晶化度が８％になると、Ｗ１０／１０ｋは約１１０Ｗ／ｋｇとなり、規格化Ｗ１０／１０ｋは、１１０／１７０＝約０．６５となる。結晶化度が１８％になると、Ｗ１０／１０ｋは約１４５Ｗ／ｋｇであり、規格化となり、規格化Ｗ１０／１０ｋは１４５／１７０＝約０．８５となる。結晶化度が２６％～２８％では、Ｗ１０／１０ｋは約１７０Ｗ／ｋｇとなり、規格化Ｗ１０／１０ｋは１７０／１７０＝約１となり、結晶化度が０％の合金とほぼ同じになる。結晶化度が３０％以上となると、Ｗ１０／１０ｋは、再び小さくなる。
　以上から、結晶化度が０％付近では、結晶相がほとんど形成されていないため、鉄損が大きい。結晶化度が０．３％以上となると、結晶相が形成されているため、鉄損が小さくなる。結晶化度が０．３％から５％では、電気抵抗率がほとんど変わらず、鉄損はほとんど変わらない。結晶化度が５％を越えると電気抵抗率が低くなりはじめるため、鉄損が大きくなり始める。結晶化度が１０％を越えると、電気抵抗率はさらに低くなり鉄損が大きくなる。結晶化度が２０％を越えると、電気抵抗率はさらに低くなり、鉄損は結晶化度が０％の非晶質合金と同程度となる。このように、結晶化度により鉄損が変化するのは、電気抵抗率の変化によるものと考えられる。結晶化度が１０％～２０％において電気抵抗率が急に低くなるのはパーコレーション効果の影響ではないかと考えられる。結晶化度が３０％を越えると、電気抵抗率はさらに低くなる。しかし、鉄損は抑制される。これは、結晶化度が大きくなることで、飽和磁束密度が大きくなったためと考えられる。
　図７（ａ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する飽和磁束密度Ｂｓを示す図、図７（ｂ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する保磁力Ｈｃを示す図である。図７（ａ）に示すように、結晶化度が小さくなると飽和磁束密度Ｂｓは小さくなる。しかし、結晶化度が０％であっても、飽和磁束密度Ｂｓは１．６Ｔであり、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ－Ｎｂ－Ｃｕ合金より飽和磁束密度Ｂｓは大きい。図７（ｂ）に示すように、保磁力Ｈｃは１．６Ａ／ｍ～５．６Ａ／ｍとばらついているが、結晶化度と保磁力Ｈｃとの相関は小さい。
　装置Ｂを用いサンプルを作製した。１０ｍｍ×７０ｍｍのサンプルを６枚重ね、常温の管状炉に入れる。到達温度まで、２０℃／分の速度で昇温し、到達温度において保持期間保持した後、管状炉からサンプルを取り出して空冷した。
　表３は、作製した合金の組成を原子％で示す表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３に示すように、組成Ａの組成は表１の組成とほぼ同じである。組成Ｂでは組成Ａに比べ、Ｂを１．５原子％増やし、Ｆｅ、ＰおよびＣをそれぞれ０．５原子％、０．５原子％および０．４原子％減らしている。組成Ｃでは、組成Ｂに比べ、Ｓｉを２．２原子％増やし、Ｆｅ、ＢおよびＣをそれぞれ１．１原子％、０．７原子％および０．５原子％減らしている。
　表４および表５は、組成、作製したサンプルの作製条件と、結晶化度、およびＷ１０／１０ｋ、保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓを示す表である。表４および表５における到達温度が２５℃のサンプルは、熱処理を行っていない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表４に示すように、組成Ａのサンプルでは、保持期間を６０分とし、到達温度を上げていくと、結晶化度が大きくなる。結晶化度が０％および２７．７％以上のサンプルに比べ、結晶化度が１．７％～２．５％のサンプルでは、Ｗ１０／１０ｋが小さく１００Ｗ／ｋｇ程度である。飽和磁束密度Ｂｓは、結晶化度が小さくなると小さくなるが、結晶化度が０％でも１．６Ｔである。結晶化度が２７．７％以上では保磁力Ｈｃが大きい。以上のように、組成Ａのサンプルの結晶化度に対するＷ１０／１０ｋおよび飽和磁束密度Ｂｓの傾向は、熱処理方法が異なる表２と表４とで同じである。
　到達温度が２６５℃であり、保持期間が６０分のサンプルと１２時間のサンプルとを比較すると、保持期間を長くすることで結晶化度が２．１％から３．７％に大きくなる。保持期間が６０分のサンプルと１２時間のサンプルとで飽和磁束密度ＢｓおよびＷ１０／１０ｋは、ほとんど変わらない。
　表５に示すように、組成Ｂおよび組成Ｃでは、結晶化度が２．１～２．５％では、Ｗ１０／１０ｋが１００Ｗ／ｋｇ程度である。飽和磁束密度Ｂｓは、結晶化度が小さくなると小さくなるが、結晶化度が０％でも１．５３Ｔである。結晶化度が２３．６％以上では保磁力Ｈｃが大きい。以上のように、結晶化度に対するＷ１０／１０ｋおよび飽和磁束密度Ｂｓの傾向は、組成が異なる組成Ａ～Ｃで同じである。
　以上のように、結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下であれば、製造方法および組成によらず、飽和磁束密度を高くしかつ鉄損を抑制することができる。
　実施例２として、Ｓｉ、ＰおよびＣｕを含まないサンプルを作製した。非晶質合金の製造方法は、実施例１と同じである。
［製造条件］
　製造装置：管状炉
　保持時間：３０分
　昇温速度：４０℃／秒～７０℃／秒
　真空度：１０－３ＭＰａ以下
　目標温度に設定した管状炉内に、サンプルを封入し真空状態にした石英管を挿入する。保持時間経過後に管状炉内の石英管を取り出した。
［ＸＲＤ法による結晶化度（ＸＲＤ結晶化度）の測定方法］
　測定装置：リガク社製ＭｉｎｉＦｌｅｘ６００
　Ｘ線源：Ｃｒ
　２θ範囲：４０°～１４０°
　２θ走査ステップ：０．０１°
　サンプルサイズ：１０ｍｍ×７０ｍｍ
　測定面：ロール面
［鉄損の測定方法］
　測定装置：岩崎通信機製ＳＹ－８２１９、ＳＹ－９５６
　一次巻線：４０Ｔ
　二次巻線：３５Ｔ
　周波数：１０ｋＨｚ
　磁束密度：１．０Ｔ
　サンプルサイズ：１０ｍｍ×７０ｍｍ
［飽和磁束密度の測定方法］
　測定装置：東英工業社製ＶＳＭ－Ｐ７－１５
　印加磁界：９５５ｋＡ／ｍ
　サンプルサイズ：８ｍｍ×８ｍｍ
［保磁力の測定方法］
　測定装置：理研電子社製ＢＨＳ－４０
　印加磁界：２０００Ａ／ｍ
　サンプルサイズ：１０ｍｍ×７０ｍｍ
［電気抵抗率の測定方法］
　測定装置：日置電機株式会社製ＲＭ３５４５
　４端子プローブ：ＲＭ９０１０－２
　プローブ間隔：１．５ｍｍ
　５つの組成について、サンプルを作製した。表６は、作製した合金の組成および厚さを示す表である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６に示すように、サンプルＧ４は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、ＰおよびＣｕを含んでおり、実施例１に対応する。サンプルＧ１２は、Ｆｅ、Ｂ、ＰおよびＣｕを含み、Ｓｉを含んでいない。サンプルＦｅＢは、ＦｅおよびＢを含み、Ｓｉ、ＰおよびＣｕを含んでいない。サンプルＡＭＨ１は、Ｆｅ、ＳｉおよびＢを含み、ＰおよびＣｕを含んでいない。サンプルＦＴは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、ＰおよびＣｕに加えＮｂを含むものの、Ｆｅの組成は７３．５原子％と低い。
　表７から表１１は、それぞれ作製したサンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢ、ＡＭＨ１およびＦＴの到達温度と、結晶化度、電気抵抗率、Ｗ１０／１０ｋ、保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂｓを示す表であるサンプルＡｓＱは、非晶質合金の状態であり、熱処理を行っていない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表８から表１１のように、サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢ、ＡＭＨ１およびＦＴのいずれにおいても、ＸＲＤ結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下の範囲では、保持力Ｈｃは１００Ａ／ｍ以下と良好である。特に、ＸＲＤ結晶化度が０．３％以上かつ８％以下の範囲では、保持力Ｈｃは４０Ａ／ｍ以下と良好である。
　サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢおよびＡＭＨ１では、飽和磁束密度Ｂｓは１．５Ｔ以上と良好である。サンプルＦＴでは飽和磁束密度は１．３Ｔ以下と低い。これは、サンプルＦＴのＦｅの組成が７３．５原子％と低いためである。
　図８は、サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢおよびＡＭＨ１におけるＸＲＤ結晶化度に対する規格化電気抵抗率を示す図である。図９（ａ）および図９（ｂ）は、ＸＲＤ結晶化度に対する規格化Ｗ１０／１０ｋを示す図である。図９（ｂ）は、図９（ａ）の縦軸を拡大した図である。規格化電気抵抗率および規格化Ｗ１０／１０ｋは、各サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢおよびＡＭＨ１におけるＡｓＱに対して規格化している。ドットは測定点である。
　図８に示すように、サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢおよびＡＭＨ１のいずれにおいても、ＸＲＤ結晶化率が０．１％から１０％までは、規格化電気抵抗率はほぼ１である。ＸＲＤ結晶化率が約３０％では、規格化電気抵抗率は０．８程度と低下する。このように、ＸＲＤ結晶化率が０．３％以上かつ２０％以下の範囲では、規格化電気抵抗率は０．６５以上である。
　図９（ａ）および図９（ｂ）に示すように、サンプルＧ４、Ｇ１２、ＦｅＢおよびＡＭＨ１のいずれにおいても、ＸＲＤ結晶化率が０．１％から１０％までは、規格化Ｗ１０／１０ｋは１以下である。ＸＲＤ結晶化率が約３０％では、規格化１０／１０ｋは、１を越え、ＸＲＤ結晶化率が大きくなると、規格化１０／１０ｋは、非常に大きくなる。
　実施例２のように、Ｓｉを含まないサンプルＧ１２、Ｓｉ、ＰおよびＣｕを含まないＦｅＢ、およびＰおよびＣｕを含まないＡＭＨ１においても、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、ＰおよびＣｕを含むサンプルＧ４と同様に、ＸＲＤ結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下において、鉄損を抑制することができる。また、飽和磁束密度Ｂｓを高くすることができる。
　以上、発明の好ましい実施形態について詳述したが、本発明は係る特定の実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の要旨の範囲内において、種々の変形・変更が可能である。
　１０　非晶質相
　１２　結晶相
　

Claims (9)

  1. 　ＦｅおよびＢを含み、
    　非晶質相と前記非晶質相内に形成された複数のα－Ｆｅ結晶相とを備え、
    　合金全体における平均Ｆｅ濃度は７９原子％以上であり、
    　Ｘ線回折法を用い測定した結晶化度が０．３％以上かつ２０％以下である
    合金。
  2. 　合金全体の平均Ｆｅ濃度は７９．０原子％以上かつ８６．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｂ濃度は５．０原子％以上かつ１４．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｓｉ濃度は０．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｐ濃度は０．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｃ濃度は０．０原子％以上かつ５．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｃｕ濃度は０．０原子％以上かつ１．４原子％以下である請求項１に記載の合金。
  3. 　Ｆｅ、Ｃｕ、Ｐ、Ｂ、ＳｉおよびＣ以外の不純物における合金全体の平均不純物濃度は０原子％以上かつ０．３原子％以下であり、
    　前記平均Ｆｅ濃度、前記平均Ｃｕ濃度、前記平均Ｐ濃度、前記平均Ｂ濃度、前記平均Ｓｉ濃度、前記平均Ｃ濃度および前記平均不純物濃度の合計は１００．０原子％である請求項２に記載の合金。
  4. 　合金全体の平均Ｆｅ濃度は７９．０原子％以上かつ８６．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｂ濃度は５．０原子％以上かつ１４．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｓｉ濃度は０．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｐ濃度は１．０原子％以上かつ８．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｃ濃度は０．０原子％以上かつ５．０原子％以下であり、
    　合金全体の平均Ｃｕ濃度は０．４原子％以上かつ１．４原子％以下である請求項１に記載の合金。
  5. 　前記平均Ｐ濃度に対する前記平均Ｃｕ濃度の比は０．０８以上かつ０．８以下である請求項４に記載の合金。
  6. 　Ｆｅ、Ｃｕ、Ｐ、Ｂ、ＳｉおよびＣ以外の不純物における合金全体の平均不純物濃度は０原子％以上かつ０．３原子％以下であり、
    　前記平均Ｆｅ濃度、前記平均Ｃｕ濃度、前記平均Ｐ濃度、前記平均Ｂ濃度、前記平均Ｓｉ濃度、前記平均Ｃ濃度および前記平均不純物濃度の合計は１００．０原子％である請求項４に記載の合金。
  7. 　前記合金の電気抵抗率は、前記結晶化度が０％の合金の電気抵抗率の０．６５倍以上である請求項６に記載の合金。
  8. 　前記結晶化度が０．５％以上かつ８％以下である請求項６に記載の合金。
  9. 　前記合金は粉体状または帯状である請求項１から８のいずれか一項に記載の合金。
    　
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