软磁性合金及磁性部件

摘要

一种软磁性合金，其利用由组成式((Fe(1‑(α+β))X1αX2β)(1‑(a+b+c))MaBbCrc)1‑dCd构成的主成分、以及至少含有P、S及Ti的副成分构成。X1为选自Co及Ni中的1种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的1种以上。0.030≤a≤0.14、0.005≤b≤0.20、0＜c≤0.040、0≤d≤0.040、α≥0、β≥0及0≤α+β≤0.50。P的含量为0.001～0.050wt％，S的含量为0.001～0.050wt％，Ti的含量为0.001～0.080wt％。0.10≤P/S≤10。

权利要求

1.一种软磁性合金，其特征在于，所述软磁性合金由主成分和副成分构成，所述主成分由组成式((Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c))MaBbCrc)1-dCd构成，所述副成分至少含有P、S及Ti，X1为选自Co及Ni中的1种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的1种以上，

0.030≤a≤0.14，

0.005≤b≤0.20，

0.001≤c≤0.040，

0≤d≤0.040，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.50，

在将所述软磁性合金整体设为100wt％的情况下，所述P的含量为0.001～0.050wt％，所述S的含量为0.001～0.050wt％，所述Ti的含量为0.001～0.080wt％，在将所述P的含量除以所述S的含量所得的值设为P/S的情况下，

0.10≤P/S≤10。

2.根据权利要求1所述的软磁性合金，其中，

0.73≤1-(a+b+c)≤0.93。

3.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

0≤α{1-(a+b+c)}(1-d)≤0.40。

4.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，α＝0。

5.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，

0≤β{1-(a+b+c)}(1-d)≤0.030。

6.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，β＝0。

7.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，α＝β＝0。

8.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，所述软磁性合金由非晶质及初期微晶构成，且具有所述初期微晶存在于所述非晶质中的纳米异质结构。

9.根据权利要求8所述的软磁性合金，其中，所述初期微晶的平均粒径为0.3～10nm。

10.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，所述软磁性合金具有由铁基纳米结晶构成的结构。

11.根据权利要求10所述的软磁性合金，其中，所述铁基纳米结晶的平均粒径为5～30nm。

12.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，所述软磁性合金为薄带形状。

13.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，所述软磁性合金为粉末形状。

14.一种磁性部件，其由权利要求1～13中任一项所述的软磁性合金构成。

说明书

软磁性合金及磁性部件

技术领域

[0001] 本发明涉及一种软磁性合金以及磁性部件。

背景技术

[0002] 近年来，在电子·信息·通信设备等中，寻求低消耗电力化及高效率化。进而，面向低碳化社会，上述要求进一步增强。因此，在电子·信息·通信设备等的电源电路中，也寻求能量损耗的降低或电源效率的提高。而且，用于电源电路的磁性元件的磁芯寻求饱和磁通密度的提高、磁芯损耗(磁芯损耗)的降低及磁导率的提高。如果降低磁芯损耗，则电力能量的损耗减小，如果提高磁导率，则能够将磁性元件小型化，因此，可以实现高效率化及节能化。

[0003] 专利文献1中记载有Fe-B-M(M＝Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W)系的软磁性非晶质合金。本软磁性非晶质合金与市售的Fe非晶相比有具有高的饱和磁通密度等良好的软磁特性。

[0004] 专利文献1：日本特许第3342767号

发明内容

[0005] 此外，作为降低上述磁芯的磁芯损耗的方法，考虑降低构成磁芯的磁性体的矫顽力。

[0006] 但是，专利文献1的合金组合物因为不含能够改善耐蚀性的元素，所以在大气中的制造极其困难。进而，专利文献1的合金组合物存在即使在氮气氛或氩气氛中通过水雾化法或气体雾化法进行制造，也会被气氛中的少量的氧氧化的问题。

[0007] 另外，记载了专利文献1的合金组合物中，通过使微细结晶相析出而能够提高软磁特性。但是，对于能够使微细结晶相稳定地析出的组成也未充分进行探讨。

[0008] 本发明的发明人等对能够使微细结晶相稳定地析出的组成进行了探讨。其结果发现，即便在与专利文献1所记载的组成不同的组成中，也能够使微细结晶相稳定地析出。

[0009] 本发明的目的在于，提供一种同时具有高的饱和磁通密度、低的矫顽力及高的磁导率，进而耐蚀性也高的软磁性合金等。

[0010] 用于解决技术问题的手段

[0011] 为了实现上述目的，本发明提供一种软磁性合金，其特征在于，其利用由组成式((Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c))MaBbCrc)1-dCd构成的主成分、以及至少含有P、S及Ti的副成分构成，

[0012] X1为选自Co及Ni中的1种以上，

[0013] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi以及稀土元素中的1种以上，

[0014] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的1种以上，

[0015] 0.030≤a≤0.14，

[0016] 0.005≤b≤0.20，

[0017] 0＜c≤0.040，

[0018] 0≤d≤0.040，

[0019] α≥0，

[0020] β≥0，

[0021] 0≤α+β≤0.50，

[0022] 在将所述软磁性合金整体设为100wt％的情况下，

[0023] 所述P的含量为0.001～0.050wt％，所述S的含量为0.001～0.050wt％，所述Ti的含量为0.001～0.080wt％，

[0024] 在将所述P的含量除以所述S的含量所得的值设为P/S的情况下，

[0025] 0.10≤P/S≤10。

[0026] 本发明的软磁性合金具有上述的特征，由此，通过实施热处理，容易具有容易成为铁基纳米结晶合金的结构。进而，具有上述特征的铁基纳米结晶合金成为具有饱和磁通密度高、矫顽力低、磁导率高等优选的软磁特性的软磁性合金。进而，成为耐蚀性也高的软磁性合金。

[0027] 本发明的软磁性合金中，也可以为：0.73≤1-(a+b+c)≤0.93。

[0028] 本发明的软磁性合金中，也可以为：0≤α{1-(a+b+c)}(1-d)≤0.40。

[0029] 本发明的软磁性合金中，也可以为：α＝0。

[0030] 本发明的软磁性合金中，也可以为：0≤β{1-(a+b+c)}(1-d)≤0.030。

[0031] 本发明的软磁性合金中，也可以为：β＝0。

[0032] 本发明的软磁性合金中，也可以为：α＝β＝0。

[0033] 本发明的软磁性合金中，也可以为：由非晶质及初期微晶构成，并且具有所述初期微晶存在于所述非晶质中的纳米异质结构。

[0034] 所述初期微晶的平均粒径也可以为0.3～10nm。

[0035] 本发明的软磁性合金中，也可以为：也可以具有由铁基纳米结晶构成的结构。

[0036] 所述铁基纳米结晶的平均粒径也可以为5～30nm。

[0037] 本发明的软磁性合金也可以为薄带形状。

[0038] 本发明的软磁性合金也可以为粉末形状。

[0039] 另外，本发明的磁性部件由上述的软磁性合金构成。

具体实施方式

[0040] 以下，说明本发明的实施方式。

[0041] 本实施方式的软磁性合金利用由((Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c))MaBbCrc)1-dCd构成的主成分、以及至少含有P、S及Ti的副成分构成，其中，其具有下述组成：

[0042] X1为选自Co及Ni中的1种以上，

[0043] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上，

[0044] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的1种以上，

[0045] 0.030≤a≤0.14，

[0046] 0.005≤b≤0.20，

[0047] 0＜c≤0.040，

[0048] 0≤d≤0.040，

[0049] α≥0，

[0050] β≥0，

[0051] 0≤α+β≤0.50，

[0052] 在将上述软磁性合金整体设为100wt％的情况下，

[0053] 上述P的含量为0.001～0.050wt％，上述S的含量为0.001～0.050wt％，上述Ti的含量为0.001～0.080wt％，

[0054] 在将上述P的含量除以上述S的含量所得的值设为P/S的情况下，

[0055] 0.10≤P/S≤10。

[0056] 具有上述组成的软磁性合金由非晶质构成，容易制成不含由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相的软磁性合金。而且，在对该软磁性合金进行热处理的情况下，容易析出铁基纳米结晶。而且，含有铁基纳米结晶的软磁性合金容易具有良好的磁特性。

[0057] 换言之，具有上述组成的软磁性合金容易作为使铁基纳米结晶析出的软磁性合金的初始原料。

[0058] 铁基纳米结晶是指粒径为纳米级，Fe的晶体结构为bcc(体心立方晶格结构)的晶体。本实施方式中，优选析出平均粒径为5～30nm的铁基纳米结晶。这种析出了铁基纳米结晶的软磁性合金饱和磁通密度变高，矫顽力容易降低。

[0059] 此外，热处理前的软磁性合金也可以完全仅由非晶质构成，但优选由非晶质及粒径为15nm以下的初期微晶构成且具有上述初期微晶存在于上述非晶质中的纳米异质结构。通过具有初期微晶存在于非晶质中的纳米异质结构，在热处理时容易析出铁基纳米结晶。
此外，本实施方式中，上述初期微晶优选平均粒径为0.3～10nm。

[0060] 以下，详细说明本实施方式的软磁性合金的各成分。

[0061] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的1种以上。另外，作为M的种类，优选为选自Nb、Hf及Zr中的1种以上。由于M的种类为选自Nb、Hf及Zr中的1种以上，从而热处理前的软磁性合金更难以产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相。

[0062] M的含量(a)满足0.030≤a≤0.14。M的含量(a)优选为0.030≤a≤0.070，更优选为0.030≤a≤0.050。在a小的情况下，热处理前的软磁性合金容易产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相，不能通过热处理析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高。在a大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

[0063] B的含量(b)满足0.005≤b≤0.20。另外，优选为满足0.005≤b≤0.10，更优选为0.005≤b≤0.050。在b过小的情况下，热处理前的软磁性合金容易产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相，不能通过热处理析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高。在b大的情况下，饱和磁通密度容易降低。另外，在热处理前的软磁性合金未产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相的情况下，b越小，热处理后的软磁性合金越有同时具有高的饱和磁通密度、低的矫顽力及高的磁导率的倾向。

[0064] 关于Fe的含量(1-(a+b+c))，没有特别限制，但优选满足0.73≤1-(a+b+c)≤0.93。在0.73≤1-(a+b+c)的情况下，容易提高饱和磁通密度。另外，在1-(a+b+c)≤0.93的情况下，热处理前的软磁性合金容易产生由粒径为15nm以下的初期微晶构成且具有上述初期微晶存在于非晶质中的纳米异质结构的非晶质相。另外，在1-(a+b+c)≤0.93的情况下，热处理前的软磁性合金不易产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相。

[0065] Cr的含量(c)满足0＜c≤0.040。优选为满足0.001≤c≤0.040，更优选为满足0.005≤c≤0.040。在c过大的情况下，饱和磁通密度容易降低。在c过小的情况、或不含Cr的情况下，处于耐蚀性显著降低的趋势。

[0066] C的含量(d)满足0≤d≤0.040。也可以为d＝0。即，也可以不含C。通过含有C，矫顽力容易降低。优选为0.001≤d≤0.040，更优选为0.005≤d≤0.040。在d过大的情况下，热处理前的软磁性合金容易产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相，不能通过热处理析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高。另一方面，在不含C的情况下(d＝0)，与含有C的情况相比，具有容易产生粒径为15nm以下的初期微晶的优点。

[0067] 另外，在本实施方式的软磁性合金中，也可以由X1和/或X2取代Fe的一部分。

[0068] X1为选自Co及Ni中的1种以上。关于X1的含量(α)，也可以为α＝0。即，也可以不含X1。另外，就X1的原子数而言，将组成整体的原子数设为100at％时，优选为40at％以下。即，优选为满足0≤α{1-(a+b+c)}(1-d)≤0.40。

[0069] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上。关于X2的含量(β)，也可以为β＝0。即，也可以不含X2。另外，就X2的原子数而言，将组成整体的原子数设为100at％时，优选为3.0at％以下。即，优选为满足0≤β{1-(a+b+c)}(1-d)≤0.030。

[0070] 作为将Fe取代为X1和/或X2的取代量的范围，以原子数基础计设为Fe的一半以下。即，设为0≤α+β≤0.50。在α+β＞0.50的情况下，难以通过热处理制成铁基纳米结晶合金。

[0071] 进而，本实施方式的软磁性合金中除上述的主成分以外，还含有作为副成分的P、S及Ti。在将软磁性合金整体设为100wt％的情况下，P的含量为0.001～0.050wt％，S的含量为0.001～0.050wt％，Ti的含量为0.001～0.080wt％。进而，在将上述P的含量除以上述S的含量所得的值设为P/S的情况下，0.10≤P/S≤10。

[0072] 通过P、S及Ti均以上述微量的含量存在，从而容易产生粒径为15nm以下的初期微晶。其结果，能够得到同时具有高的饱和磁通密度、低的矫顽力及高的磁导率的软磁性合金。此外，上述的效果通过同时全部含有P、S及Ti而实现。即，在不含P、S及Ti中的任意一个的情况下，特别是在B的含量(b)为0.005≤b≤0.050的情况下，热处理前的软磁性合金容易产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相，不能通过热处理析出铁基纳米结晶，矫顽力容易变高。换言之，在全部含有P、S及Ti的情况下，即使在B的含量(b)为0.005≤b≤0.050的很小的情况下，也不易产生由粒径大于30nm的晶体构成的结晶相。而且，通过B的含量小，从而能够增大Fe的含量，能够得到同时具有特别高的饱和磁通密度、特别低的矫顽力及特别高的磁导率的软磁性合金。

[0073] 另外，当P的含量、S的含量、Ti的含量及P/S中的任一个以上在上述范围外时，矫顽力容易增加，磁导率容易降低。另外，在P的含量过低的情况下，有耐蚀性降低的趋势。

[0074] P的含量优选为0.005wt％以上且0.040wt％以下。S的含量优选为0.005wt％以上且0.040wt％以下。Ti的含量优选为0.010wt％以上且0.040wt％以下。通过将P、S和/或Ti的含量设为上述的范围内，特别是磁导率会有提高的趋势。

[0075] 此外，本实施方式的软磁性合金也可以含有上述的主成分及副成分中所含的元素以外的元素作为不可避免的杂质。例如，也可以相对于软磁性合金100重量％含有0.1重量％以下。

[0076] 以下，对本实施方式的软磁性合金的制造方法进行说明。

[0077] 本实施方式的软磁性合金的制造方法没有特别限定。例如有通过单辊法制造本实施方式的软磁性合金的薄带的方法。另外，薄带也可以为连续薄带。

[0078] 单辊法中，首先，准备最终能得到的软磁性合金中包含的各金属元素的纯金属，以与最终得到的软磁性合金成为同组成的方式进行称量。而且，将各金属元素的纯金属熔化、混合，制作母合金。此外，上述纯金属的熔化方法没有特别限制，例如有在腔室内抽真空后用高频加热使其熔化的方法。此外，母合金和最终得到的由铁基纳米结晶构成的软磁性合金通常为相同组成。

[0079] 接下来，将所制作的母合金加热使其熔融，得到熔融金属(金属熔液)。熔融金属的温度没有特别限制，例如可以设为1200～1500℃。

[0080] 单辊法中，主要通过调整辊的旋转速度而能够调整所得到的薄带的厚度，但例如通过调整喷嘴和辊的间隔或熔融金属的温度等也能够调整所得到的薄带的厚度。薄带的厚度没有特别限制，例如能够设为5～30μm。

[0081] 在后述的热处理前的时间点，薄带为不含粒径大于30nm的晶体的非晶质。通过对作为非晶质的薄带实施后述的热处理，能够得到铁基纳米结晶合金。

[0082] 此外，确认热处理前的软磁性合金的薄带中是否含有粒径大于30nm的晶体的方法没有特别限制。例如，对于粒径大于30nm的晶体的有无，可通过通常的X射线衍射测定来确认。

[0083] 另外，热处理前的薄带中也可以完全不含粒径为15nm以下的初期微晶，但优选含有初期微晶。即，热处理前的薄带优选为由非晶质及该非晶质中存在的该初期微晶构成的纳米异质结构。此外，初期微晶的粒径没有特别限制，优选平均粒径在0.3～10nm的范围内。

[0084] 另外，对于上述的初期微晶的有无及平均粒径的观察方法没有特别限制，例如可通过使用透射电子显微镜对通过离子铣削而薄片化的试样得到的选区电子衍射图像、纳米束衍射图像、明视场图像或高分辨率图像进行确认。在使用选区电子衍射图像或纳米束衍射图像的情况下，在衍射图案中为非晶质的情况下，形成环状的衍射，与之相对，在不为非晶质的情况下，会形成起因于晶体结构的衍射斑点。另外，在使用明视场图像或高分辨率图像的情况下，通过以倍率1.00×105～3.00×105倍目视进行观察而能够观察初期微晶的有无及平均粒径。

[0085] 辊的温度、旋转速度及腔室内部的气氛没有特别限制。为了非晶质化，优选辊的温度设为4～30℃。辊的旋转速度越快，有初期微晶的平均粒径越小的倾向，为了得到平均粒径0.3～10nm的初期微晶，优选设为25～30m/sec.。就腔室内部的气氛而言，如果考虑成本方面，则优选设为大气中。

[0086] 另外，用于制造铁基纳米结晶合金的热处理条件没有特别限制。根据软磁性合金的组成，优选的热处理条件不同。通常，优选的热处理温度大致为400～600℃，优选的热处理时间大致为0.5～10小时。但是，也有时因组成而在偏离上述范围的部分存在优选的热处理温度及热处理时间。另外，热处理时的气氛没有特别限制。可以在大气中那样的惰性气氛下进行，也可以在Ar气中那样的惰性气氛下进行。

[0087] 另外，得到的铁基纳米结晶合金的平均粒径的计算方法没有特别限制。例如可通过使用透射型电子显微镜进行观察而算出。另外，确认晶体结构为bcc(体心立方晶格结构)的方法也没有特别限制，例如可使用X射线衍射测定进行确认。

[0088] 另外，作为得到本实施方式的软磁性合金的方法，除上述的单辊法以外，还有例如通过水雾化法或气体雾化法得到本实施方式的软磁性合金的粉体的方法。以下对气体雾化法进行说明。

[0089] 气体雾化法中，与上述的单辊法同样地得到1200～1500℃的熔融合金。之后，将上述熔融合金在腔室内喷射，制作粉体。

[0090] 此时，通过将气体喷射温度设为4～30℃，将腔室内的蒸汽压设为1hPa以下，容易得到上述优选的纳米异质结构。

[0091] 通过气体雾化法制作了粉体之后，以400～600℃进行0.5～10分钟的热处理，由此，能够防止各粉体彼此烧结而粉体粗大化，并且能够促进元素的扩散，在短时间内达到热力学的平衡状态，能够除去应变及应力，容易得到平均粒径为5～30nm的铁基软磁性合金。

[0092] 以上说明了本发明的一个实施方式，但本发明不限于上述的实施方式。

[0093] 本实施方式的软磁性合金的形状没有特别限制。如上述示例了薄带形状或粉末形状，但除此之外还可考虑薄膜形状、块体形状等。

[0094] 本实施方式的软磁性合金(铁基纳米结晶合金)的用途没有特别限制。例如，可举出磁性部件，其中特别举出磁芯。能够适宜地作为电感器用、特别是功率电感器用的磁芯使用。本实施方式的软磁性合金除适用于磁芯之外，还可以适宜地使用于薄膜电感器、磁头。

[0095] 以下，对由本实施方式的软磁性合金得到磁性部件、特别是磁芯及电感器的方法进行说明，但由本实施方式的软磁性合金得到磁芯及电感器的方法不限于下述的方法。另外，作为磁芯的用途，除电感器之外，还可以举出变压器及发动机等。

[0096] 作为由薄带形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可举出将薄带形状的软磁性合金进行卷绕的方法或进行层叠的方法。在层叠薄带形状的软磁性合金时经由绝缘体进行层叠的情况下，能够得到进一步提高了特性的磁芯。

[0097] 作为由粉末形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可举出在与适宜的粘合剂混合之后，使用模具进行成型的方法。另外，在与粘合剂进行混合之前，对粉末表面实施氧化处理或绝缘覆膜等，由此，比电阻提高，成为更适于高频带的磁芯。

[0098] 成型方法没有特别限制，可示例使用模具的成型或模制成型等。粘合剂的种类没有特别限制，可示例硅酮树脂。软磁性合金粉末和粘合剂的混合比率也没有特别限制。例如，相对于软磁性合金粉末100质量％混合1～10质量％的粘合剂。

[0099] 例如，相对于软磁性合金粉末100质量％混合1～5质量％的粘合剂，使用模具进行压缩成型，由此，能够得到体积占有率(粉末填充率)为70％以上，施加了1.6×104A/m的磁场时的磁通密度为0.45T以上，且比电阻为1Ω·cm以上的磁芯。上述的特性为与通常的铁氧体磁芯同等以上的特性。

[0100] 另外，例如，通过相对于软磁性合金粉末100质量％混合1～3质量％的粘合剂，用粘合剂的软化点以上的温度条件下的模具进行压缩成型，由此，能够得到体积占有率为80％以上，施加了1.6×104A/m的磁场时的磁通密度为0.9T以上，且比电阻为0.1Ω·cm以上的压粉磁芯。上述的特性为相较于一般的压粉磁芯更优异的特性。

[0101] 进而，对于形成上述磁芯的成型体，作为去应变热处理，在成型后进行热处理，由此，磁芯损耗进一步降低，有用性提高。此外，磁芯的磁芯损耗能够降低构成磁芯的磁性体的矫顽力。

[0102] 另外，对上述磁芯实施卷线，得到电感部件。卷线的实施方法及电感部件的制造方法没有特别限制。例如，可举出在通过上述方法制造的磁芯上卷绕至少1匝以上的卷线的方法。

[0103] 进而，在使用软磁性合金颗粒的情况下，有通过将卷线线圈在内置于磁性体的状态下进行加压成型并一体化从而制造电感部件的方法。该情况下，容易得到高频且与大电流对应的电感部件。

[0104] 进而，在使用软磁性合金颗粒的情况下，通过将在软磁性合金颗粒中添加粘合剂及溶剂而膏化的软磁性合金膏、及在线圈用的导体金属中添加粘合剂及溶剂而膏化的导体膏交互印刷层叠，之后进行加热烧成，从而可以得到电感部件。或者，通过使用软磁性合金膏制作软磁性合金薄片，在软磁性合金薄片的表面印刷导体膏，将它们进行层叠并烧成，由此能够得到磁性体中内置有线圈的电感部件。

[0105] 在此，在使用软磁性合金颗粒制造电感部件的情况下，为了得到优异的Q特性，优选使用最大粒径以筛径计为45μm以下，中心粒径(D50)为30μm以下的软磁性合金粉末。为了使最大粒径为以筛径计为45μm以下，可以使用网眼45μm的筛，且仅使用通过筛的软磁性合金粉末。

[0106] 越是使用最大粒径大的软磁性合金粉末，越有高频区域下的Q值降低的趋势，特别是在使用最大粒径以筛径计超过45μm的软磁性合金粉末的情况下，有时候高频区域下的Q值会大幅降低。但是，在不重视高频区域下的Q值的情况下，可使用偏差大的软磁性合金粉末。因为偏差大的软磁性合金粉末能够较廉价地制造，所以在使用偏差大的软磁性合金粉末的情况下，能够降低成本。

[0107] 【实施例】

[0108] 以下，基于实施例具体说明本发明。

[0109] 以成为下表所示的各实施例及比较例的合金组成的方式称量原料金属，通过高频加热进行熔化，制作了母合金。

[0110] 之后，将所制作的母合金加热使其熔融，制成1300℃的熔融状态的金属，之后，在大气中通过以旋转速度30m/sec.使用20℃的辊的单辊法使上述金属对辊进行喷射，制作了薄带。薄带的厚度为20～25μm、薄带的宽度约为15mm、薄带的长度约为10m。

[0111] 对得到的各薄带进行X射线衍射测定，确认粒径大于30nm的晶体的有无。而且，在不存在粒径大于30nm的晶体的情况下，记为由非晶质相构成，在存在粒径大于30nm的晶体的情况下，记为由结晶相构成。此外，非晶质相中也可以含有粒径为15nm以下的初期微晶。

[0112] 之后，对各实施例及比较例的薄带以下表所示的条件进行了热处理。对热处理后的各薄带测定了饱和磁通密度、矫顽力及磁导率。饱和磁通密度(Bs)使用振动样品磁力计(VSM)以磁场1000kA/m进行测定。矫顽力(Hc)使用直流BH示踪仪以磁场5kA/m进行测定。磁导率(μ′)使用阻抗分析仪以频率1kHz进行测定。本实施例中，饱和磁通密度以1.30T以上为良好，以1.40T以上为更好，以1.55T以上为最良好。矫顽力以3.0A/m以下为良好，以2.4A/m以下为更好，以2.0A/m以下为最良好。磁导率μ′以49000以上为良好，以52000以上为更好，以54000以上为最良好。

[0113] 进而，对各实施例及比较例的薄带进行恒温恒湿测试，评价耐蚀性。观察在温度80℃、湿度85％RH的条件下多长时间不发生腐蚀。本实施例中，以40小时以上为良好。

[0114] 此外，此外，以下所示的实施例中，只要没有特别记载，则全部都通过X射线衍射测定，以及使用了透射型电子显微镜的观察确认了具有平均粒径为5～30nm且晶体结构为bcc的铁基纳米结晶。

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[0127] 表1中记载了在规定的范围内含有P、S及Ti的全部，并在规定的范围内改变Nb量及B量的实施例。另外，表2中记载有不含P、S及Ti中的一种以上，而在规定的范围内改变Nb量及B量的比较例。

[0128] 各成分的含量在规定的范围内的表1的实施例的饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。

[0129] 与之相对，不含P、S及Ti中的一种以上的表2的比较例的磁导率为不优选的范围。不含P的比较例，耐蚀性显著降低。B的含量(b)为0.005的比较例，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著增大，磁导率显著减小。与之相对，即使b为0.005，也完全含有P、S及Ti的实施例22为热处理前的薄带由非晶质相构成的结构。而且，通过对B的含量低且由非晶质相构成的薄带进行热处理，能够得到饱和磁通密度(Bs)、矫顽力(Hc)及磁导率(μ′)全部显著优异的试样。

[0130] 表3中记载有改变Nb量、即M量的实施例及比较例。表4中记载有改变M的种类及含量的实施例及比较例。

[0131] M量在规定的范围内的表3及表4的实施例中，不管M的种类，饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。与之相对，M量过小的比较例，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著增大，磁导率显著减小。M量过大的比较例，饱和磁通密度为不优选的范围。另外，有磁导率也降低的比较例。

[0132] 表5中记载有改变B量的实施例及比较例。

[0133] B量在规定的范围内的表5的实施例，饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。与之相对，B量过小的比较例，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著增大，磁导率显著减小。B量过大的比较例，饱和磁通密度为不优选的范围。

[0134] 表6中记载有改变Cr量的实施例及比较例。

[0135] Cr量在规定的范围内的表6的实施例，饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。与之相对，Cr量过小的比较例，耐蚀性显著降低。Cr量过大的比较例，饱和磁通密度降低。

[0136] 表7中记载有改变P量及S量的实施例及比较例。

[0137] P量及S量在规定的范围内的表7的实施例的饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。与之相对，P量在规定的范围外的比较例及S量在规定的范围外的比较例，矫顽力增大，磁导率减小。P量过小的比较例，耐蚀性也显著降低。另外，即使P量及S量在规定的范围内，在P/S过小的情况及过大的情况下，也是矫顽力增大，磁导率减小。

[0138] 表8中记载有改变Ti量的实施例及比较例。

[0139] Ti量在规定的范围内的表8的实施例的饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。与之相对，Ti量在规定的范围外的比较例，矫顽力增大，相对磁导率减小。

[0140] 表9中记载有在规定的范围内改变Nb量，并且改变C量的实施例及比较例。

[0141] C量在规定的范围内的表9的实施例的饱和磁通密度、矫顽力、磁导率及耐蚀性全部良好。与之相对，C量过大的比较例，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著增大，磁导率显著减小。

[0142] 表10是对实施例25改变了M的种类的实施例。

[0143] 由表10可知，即使改变M的种类，也显示了良好的特性。

[0144] 表11是对实施例22用X1和/或X2取代了Fe的一部分的实施例。

[0145] 即使用X1和/或X2取代Fe的一部分，也显示了良好的特性。

[0146] 表12是对实施例22改变了辊的旋转速度和/或热处理温度从而改变初期微晶的平均粒径及铁基纳米结晶合金的平均粒径的实施例。

[0147] 在初期微晶的平均粒径为0.3～10nm，铁基纳米结晶合金的平均粒径为5～30nm的情况下，与脱离上述范围的情况相比，矫顽力及磁导率更好。