软磁性合金及磁性部件

摘要

本发明提供一种提供由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成的软磁性合金。X1为选自Co及Ni中的一种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上。0.020≤a≤0.14、0.020＜b≤0.20、0≤d≤0.060、0≤f≤0.010、0≤g≤0.0010、α≥0、β≥0、0≤α+β≤0.50。f和g中的至少一个以上大于0。c及e在规定的范围内。具有由纳米异质结构或Fe基纳米晶体构成的结构。

权利要求

1.一种软磁性合金，其中，所述软磁性合金由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig所构成的主成分构成，X1为选自Co及Ni中的一种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

0.020≤a≤0.14

0.020＜b≤0.20

0.040＜c≤0.15

0≤d≤0.060

0≤e≤0.030

0≤f≤0.010

0≤g≤0.0010α≥0

β≥0

0≤α+β≤0.50，f和g中至少一个以上大于0，且具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

2.根据权利要求1所述的软磁性合金，其中，所述初始微晶的平均粒径为0.3～10nm。

3.一种软磁性合金，其中，所述软磁性合金由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig所构成的主成分构成，X1为选自Co及Ni中的一种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

0.020≤a≤0.14

0.020＜b≤0.20

0＜c≤0.040

0≤d≤0.060

0.0005＜e＜0.0050

0≤f≤0.010

0≤g≤0.0010α≥0

β≥0

0≤α+β≤0.50，f和g中至少一个以上大于0，且具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

4.根据权利要求3所述的软磁性合金，其中，所述初始微晶的平均粒径为0.3～10nm。

5.一种软磁性合金，其中，所述软磁性合金由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig所构成的主成分构成，X1为选自Co及Ni中的一种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

0.020≤a≤0.14

0.020＜b≤0.20

0.040＜c≤0.15

0≤d≤0.060

0≤e≤0.030

0≤f≤0.010

0≤g≤0.0010α≥0

β≥0

0≤α+β≤0.50，f和g中至少一个以上大于0，所述软磁性合金具有由Fe基纳米晶体构成的结构。

6.根据权利要求5所述的软磁性合金，其中，所述Fe基纳米晶体的平均粒径为5～30nm。

7.一种软磁性合金，其中，所述软磁性合金由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig所构成的主成分构成，X1为选自Co及Ni中的一种以上，X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

0.020≤a≤0.14

0.020＜b≤0.20

0＜c≤0.040

0≤d≤0.060

0.0005＜e＜0.0050

0≤f≤0.010

0≤g≤0.0010α≥0

β≥0

0≤α+β≤0.50，f和g中至少一个以上大于0，所述软磁性合金具有由Fe基纳米晶体构成的结构。

8.根据权利要求7所述的软磁性合金，其中，所述Fe基纳米晶体的平均粒径为5～30nm。

9.一种磁性部件，其中，由权利要求1～8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] 本发明涉及软磁性合金及磁性部件。

背景技术

[0002] 近年来，电子、信息、通信设备等寻求低耗电量化及高效化。进而，面向低碳化社会，上述要求更强。因此，电子、信息、通信设备等的电源电路也寻求能量损失的降低及电源效率的提高。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(磁芯损失)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，能够实现高效化及节能化。

[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非晶相比具有高的饱和磁通密度等，具有良好的软磁特性。

[0004] 现有技术文献

[0005] 专利文献

[0006] 专利文献1：特许第3342767号

发明内容

[0007] 发明想要解决的技术问题

[0008] 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。

[0009] 记载有专利文献1的Fe基软磁性合金通过析出微细结晶相，提高软磁特性。但是，对能够稳定地析出微细结晶相的组成没有充分探讨。

[0010] 本发明者们对能够稳定地析出微细结晶相的组成进行了探讨。其结果发现，在与专利文献1所记载的组成不同的组成中，也能够稳定地析出微细结晶相。

[0011] 本发明的目的在于，提供一种同时具有高的饱和磁通密度及低的矫顽力，进而改善了表面性的软磁性合金等。

[0012] 用于解决技术问题的手段

[0013] 为了实现上述目的，本发明的第一方面提供一种软磁性合金，其通过由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成，其特征在于，[0014] X1为选自Co及Ni中的一种以上，

[0015] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，[0016] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

[0017] 0.020≤a≤0.14

[0018] 0.020＜b≤0.20

[0019] 0.040＜c≤0.15

[0020] 0≤d≤0.060

[0021] 0≤e≤0.030

[0022] 0≤f≤0.010

[0023] 0≤g≤0.0010

[0024] α≥0

[0025] β≥0

[0026] 0≤α+β≤0.50，

[0027] f和g中至少一个以上大于0，

[0028] 且具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

[0029] 为了实现上述目的，本发明的第二方面提供一种软磁性合金，其通过由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成，其特征在于，[0030] X1为选自Co及Ni中的一种以上，

[0031] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，[0032] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

[0033] 0.020≤a≤0.14

[0034] 0.020＜b≤0.20

[0035] 0＜c≤0.040

[0036] 0≤d≤0.060

[0037] 0.0005＜e＜0.0050

[0038] 0≤f≤0.010

[0039] 0≤g≤0.0010

[0040] α≥0

[0041] β≥0

[0042] 0≤α+β≤0.50，

[0043] f和g中至少一个以上大于0，

[0044] 且具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

[0045] 本发明第一方面及第二方面的软磁性合金中，也可以是，上述初始微晶的平均粒径为0.3～10nm。

[0046] 为了实现上述目的，本发明的第三方面提供一种软磁性合金，其通过由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成，其特征在于，[0047] X1为选自Co及Ni中的一种以上，

[0048] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，[0049] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

[0050] 0.020≤a≤0.14

[0051] 0.020＜b≤0.20

[0052] 0.040＜c≤0.15

[0053] 0≤d≤0.060

[0054] 0≤e≤0.030

[0055] 0≤f≤0.010

[0056] 0≤g≤0.0010

[0057] α≥0

[0058] β≥0

[0059] 0≤α+β≤0.50，

[0060] f和g中至少一个以上大于0，

[0061] 所述软磁性合金具有由Fe基纳米晶体构成的结构。

[0062] 为了实现上述目的，本发明的第四方面提供一种软磁性合金，其通过由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成，其特征在于，[0063] X1为选自Co及Ni中的一种以上，

[0064] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，[0065] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

[0066] 0.020≤a≤0.14

[0067] 0.020＜b≤0.20

[0068] 0＜c≤0.040

[0069] 0≤d≤0.060

[0070] 0.0005＜e＜0.0050

[0071] 0≤f≤0.010

[0072] 0≤g≤0.0010

[0073] α≥0

[0074] β≥0

[0075] 0≤α+β≤0.50，

[0076] f和g中至少一个以上大于0，

[0077] 所述软磁性合金具有由Fe基纳米晶体构成的结构。

[0078] 本发明的第三方面及第四方面的软磁性合金中，也可以是上述Fe基纳米晶体的平均粒径为5～30nm。

[0079] 本发明的第一方面的软磁性合金通过具有上述特征，由此，通过热处理容易得到本发明的第三方面的软磁性合金。本发明的第二方面的软磁性合金具有上述特征，由此，通过热处理容易得到本发明的第四方面的软磁性合金。而且，该第三方面的软磁性合金及第四方面的软磁性合金同时具有高的饱和磁通密度及低的矫顽力，成为进一步提高了表面性的软磁性合金。

[0080] 关于本发明的软磁性合金的以下的记载是在第一方面～第四方面中共通的内容。

[0081] 本发明的软磁性合金中，也可以是，0≤α{1-(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.40。

[0082] 本发明的软磁性合金中，也可以是，α＝0。

[0083] 本发明的软磁性合金中，也可以是，0≤β{1-(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.030。

[0084] 本发明的软磁性合金中，也可以是，β＝0。

[0085] 本发明的软磁性合金中，也可以是，α＝β＝0。

[0086] 本发明的软磁性合金也可以是薄带形状。

[0087] 本发明的软磁性合金也可以是粉末形状。

[0088] 另外，本发明的磁性部件是由上述的软磁性合金构成。

附图说明

[0089] 图1是单辊法的示意图。

[0090] 图2是单辊法的示意图。

[0091] 符号说明

[0092] 21、31…喷嘴

[0093] 22、32…熔融金属

[0094] 23、33…辊

[0095] 24、34…薄带

[0096] 25、35…腔室

[0097] 26…剥离气体喷射装置

具体实施方式

[0098] 以下，对本发明的第一实施方式～第五实施方式进行说明。

[0099] (第一实施方式)

[0100] 本实施方式的软磁性合金通过由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成，其中，

[0101] X1为选自Co及Ni中的一种以上，

[0102] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，[0103] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

[0104] 0.020≤a≤0.14

[0105] 0.020＜b≤0.20

[0106] 0.040＜c≤0.15

[0107] 0≤d≤0.060

[0108] 0≤e≤0.030

[0109] 0≤f≤0.010

[0110] 0≤g≤0.0010

[0111] α≥0

[0112] β≥0

[0113] 0≤α+β≤0.50，

[0114] f和g中至少一个以上大于0，

[0115] 且具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

[0116] 在将第一实施方式的软磁性合金进行热处理的情况下，容易析出Fe基纳米晶体。换言之，第一实施方式的软磁性合金容易作为析出Fe基纳米晶体的软磁性合金的初始原料。

[0117] 在将上述软磁性合金(本发明第一方面的软磁性合金)进行热处理的情况下，在软磁性合金中容易析出Fe基纳米晶体。换言之，上述软磁性合金容易作为析出Fe基纳米晶体的软磁性合金(本发明的第三方面的软磁性合金)的初始原料。此外，上述初始微晶优选平均粒径为0.3～10nm。

[0118] 本发明第三方面的软磁性合金具有与第一方面的软磁性合金相同的主成分，具有由Fe基纳米晶体构成的结构。

[0119] Fe基纳米晶体是指粒径为纳米级且Fe的晶体结构为bcc(体心立方晶格结构)的结晶。在本实施方式中，优选析出平均粒径为5～30nm的Fe基纳米晶体。这种析出Fe基纳米晶体的软磁性合金的饱和磁通密度容易变高，矫顽力容易降低。

[0120] 以下，详细说明本实施方式的软磁性合金的各成分。

[0121] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上。

[0122] M的含量(a)满足0.020≤a≤0.14。M的含量(a)优选为0.040≤a≤0.10，更优选为0.050≤a≤0.080。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的结晶构成的结晶相，在产生结晶相的情况下，不能通过热处理而析出Fe基纳米晶体。而且，矫顽力容易变高。在a大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

[0123] B的含量(b)满足0.020＜b≤0.20。另外，也可以为0.025≤b≤0.20，优选为0.060≤b≤0.15，更优选为0.080≤b≤0.12。在b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的结晶构成的结晶相，在产生结晶相的情况下，不能通过热处理而析出Fe基纳米晶体。而且，矫顽力容易变高。在b大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

[0124] P的含量(c)满足0.040＜c≤0.15。另外，也可以为0.041≤c≤0.15，优选为0.045≤c≤0.10，更优选为0.050≤c≤0.070。通过在上述的范围内、特别是c＞0.040的范围内含有P，从而改善软磁性合金的比电阻，矫顽力降低。进而，改善软磁性合金的表面性。即，在软磁性合金为薄带形状的情况下，表面粗糙度减小。而且，从软磁性合金薄带得到的磁芯的占积率提高，该磁芯的饱和磁通密度提高。而且，能够得到适于大电流化或小型化的磁芯。另外，在软磁性合金为粉末形状的情况下，球形度提高。而且，由软磁性合金粉末得到的压粉磁芯中的充填率提高。进而，通过改善比电阻及表面性两者，磁导率提高，并且能够将高的导磁率维持至更高频率的情况。在c小的情况下，不易得到上述效果。在c大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

[0125] Si的含量(d)满足0≤d≤0.060。即，也可以不含Si。另外，优选为0.005≤d≤0.030，更优选为0.010≤d≤0.020。通过含有Si，特别容易降低矫顽力。在d大的情况下，矫顽力反而会上升。

[0126] C的含量(e)满足0≤e≤0.030。即，也可以不含C。另外，优选为0.001≤e≤0.010，更优选为0.001≤e≤0.005。通过含有C，特别容易降低矫顽力。在e大的情况下，矫顽力反而会上升。

[0127] S的含量(f)满足0≤f≤0.010。另外，优选为0.002≤f≤0.010。通过含有S，容易降低矫顽力，容易提高表面性。在f大的情况下，矫顽力会上升。

[0128] Ti的含量(g)满足0≤g≤0.0010。另外，优选为0.0002≤g≤0.0010。通过含有Ti，容易降低矫顽力，且容易提高表面性。在g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的结晶构成的结晶相，在产生结晶相的情况下，因热处理而不能析出Fe基纳米晶体。而且，矫顽力容易变高。

[0129] 在本实施方式的软磁性合金中，特别是含有P且含有S和/或Ti至为重要。在不含P的情况或不含S及Ti的情况下，特别容易降低表面性。此外，含有S是指f不为0。更具体而言，是指f≥0.001。含有Ti是指、g不为0。更具体而言，是指g≥0.0001。

[0130] Fe的含量(1-(a+b+c+d+e+f+g))没有特别限制，但优选为0.73≤(1-(a+b+c+d+e+f+g))≤0.95。通过将(1-(a+b+c+d+e+f+g))设为上述范围内，在制造第一实施方式的软磁性合金时更不易产生由粒径大于30nm的结晶构成的结晶相。

[0131] 另外，在第一实施方式及第二实施方式的软磁性合金中，也可以将Fe的一部分置换为X1和/或X2。

[0132] X1为选自Co及Ni中的一种以上。关于X1的含量，也可以为α＝0。即，也可以不含X1。另外，将组成整体的原子数设为100at％，X1的原子数优选为40at％以下。即，优选满足0≤α{1-(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.40。

[0133] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上。关于X2的含量，也可以为β＝0。即，也可以不含X2。另外，将组成整体的原子数设为100at％，X2的原子数优选为3.0at％以下。即，优选满足0≤β{1-(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.030。

[0134] 作为将Fe置换为X1和/或X2的置换量的范围，基于原子数计设为Fe的一半以下。即，设为0≤α+β≤0.50。在α+β＞0.50的情况下，通过热处理难以得到第二实施方式的软磁性合金。

[0135] 此外，第一实施方式及第二实施方式的软磁性合金也可以含有上述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。

[0136] 以下，说明第一实施方式的软磁性合金的制造方法。

[0137] 第一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软磁性合金的薄带的方法。另外，薄带也可以为连续薄带。

[0138] 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，以成为与最终得到的软磁性合金相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软磁性合金通常为相同组成。

[0139] 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℃。

[0140] 图1表示用于本实施方式的单辊法的装置的示意图。在本实施方式的单辊法中，在腔室25内部，通过从喷嘴21向沿箭头的方向旋转的辊23喷射供给熔融金属22而向辊23的旋转方向制造薄带24。此外，在本实施方式中，辊23的材质没有特别限制。例如可以使用由Cu构成的辊。

[0141] 另一方面，图2表示用于通常进行的单辊法的装置的示意图。在腔室35内部，通过从喷嘴31向沿箭头方向旋转的辊33喷射供给熔融金属32，向辊33的旋转方向制造薄带34。

[0142] 目前，在单辊法中，考虑优选提高冷却速度，使熔融金属骤冷，考虑优选通过延长熔融金属和辊的接触时间，提高冷却速度。而且，考虑优选通过加宽熔融金属和辊的温度差，提高冷却速度。因此，辊的温度通常考虑优选为5～30℃程度。

[0143] 本发明者们进行的是，通过如图1所示向与通常的辊的旋转方向相反的方向旋转，进一步延长辊23和薄带24相接触的时间，即使将辊23的温度提高到50～70℃左右，也能够骤冷薄带24。具有第一实施方式的组成的软磁性合金与目前相比，通过提高辊23的温度，且进一步延长辊23和薄带24相接触的时间，提高冷却后的薄带24的均匀性，不易产生由粒径大于30nm的结晶构成的结晶相。其结果，在现有的方法中，即使是产生由粒径大于30nm的结晶构成的结晶相的组成，也能够形成不含由粒径大于30nm的结晶构成的结晶相的软磁性合金。此外，如图1所示，在一边向与通常的辊的旋转方向相反的方向旋转一边将辊的温度如通常那样设为5～30℃的情况下，薄带24会从辊23立即剥离，反而不能得到旋转的效果。

[0144] 在单辊法中，通过主要调整辊23的旋转速度而能够调整得到的薄带24的厚度，但例如即使调整喷嘴21和辊23的间隔或熔融金属的温度等，也能够调整得到的薄带24的厚度。薄带24的厚度没有特别限制，但例如可以设为15～30μm。

[0145] 腔室25内部的蒸汽压没有特别限制。例如，也可以使用进行了露点调整的Ar气体将腔室25内部的蒸汽压设为11hPa以下。此外，腔室25内部的蒸汽压的下限没有特别限制。也可以充填调整了露点的Ar气体而将蒸汽压设为1hPa以下，也可以设为接近真空的状态而将蒸汽压设为1hPa以下。

[0146] 本实施方式的软磁性合金即薄带24为不含粒径大于30nm的结晶的非晶质。而且，初始微晶具有存在于非晶质中的纳米异质结构。在对该软磁性合金实施后述的热处理的情况下，能够得到Fe基纳米晶体合金。

[0147] 此外，确认薄带24中是否含有粒径大于30nm的结晶的方法没有特别限制。例如，关于粒径大于30nm的结晶的有无，可通过通常的X射线衍射测定进行确认。

[0148] 另外，上述的初始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，会形成环状的衍射，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始微晶的有无及平均粒径。

[0149] 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，有初始微晶的平均粒径越小的倾向，为了得到平均粒径0.3～10nm的初始微晶，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。

[0150] 以下，对通过将由具有纳米异质结构的软磁性合金(本发明的第一方面的软磁性合金)构成的薄带24进行热处理，制造具有Fe基纳米晶体结构的软磁性合金(本发明的第三方面的软磁性合金)的方法进行说明。

[0151] 用于制造本实施方式的软磁性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450～650℃，优选的热处理时间大致为0.5～10小时。但是，根据组成而脱离上述范围时，有时也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。可以在如大气中的活性气氛下进行，也可以在如Ar气体中的惰性气氛下进行。

[0152] 另外，通过热处理得到的软磁性合金中包含的Fe基纳米晶体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。

[0153] 而且，由通过热处理得到的软磁性合金构成的薄带的表面性高。在此，在薄带的表面性高的情况下，薄带的表面粗糙度减小。在本实施方式的软磁性合金构成的薄带中，特别是表面粗糙度Rv及表面粗糙度Rz与由现有的软磁性合金构成的薄带相比有明显减小的倾向。此外，表面粗糙度Rv是指粗糙度曲线的最大谷深度，表面粗糙度Rz是最大高度粗糙度。而且，通过卷绕由表面粗糙度小的软磁性合金构成的薄带而得到的磁芯或通过层叠而得到的磁芯的磁性体的体积率高。因此，得到良好的磁芯(特别是环形磁芯)。

[0154] 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，例如有通过水雾化法或气体雾化法得到软磁性合金的粉体的方法。以下。对气体雾化法进行说明。

[0155] 在气体雾化法中，与上述的单辊法相同，得到1200～1500℃的熔融合金。然后，在腔室内喷射上述熔融合金，制作粉体。

[0156] 此时，通过将气体喷射温度设为50～200℃，并将腔室内的蒸汽压设为4hPa以下，容易得到上述优选的纳米异质结构。

[0157] 在通过气体雾化法制作了由具有纳米异质结构的软磁性合金构成的粉体后，在400～600℃下进行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，并且促进元素的扩散，能够在短时间内到达热力学的平衡状态，能够除去应变及应力，容易得到平均粒径为10～50nm的Fe基软磁性合金。

[0158] 由第一实施方式及后述的第二实施方式的软磁性合金构成的粉体的表面性优异，球形度高。而且，通过由球形度高的软磁性合金构成的粉体得到的压粉磁芯的充填率提高。

[0159] (第二实施方式)

[0160] 以下，对本发明的第二实施方式进行说明。对于与第一实施方式相同的部分省略说明。

[0161] 在第二实施方式中，热处理前的软磁性合金仅由非晶质构成。热处理前的软磁性合金仅由非晶质构成，在不含初始微晶，且不具有纳米异质结构的情况下，通过进行热处理，也能够形成具有Fe基纳米晶体结构的软磁性合金、即本发明的第三方面的软磁性合金。

[0162] 但是，与第一实施方式相比，通过热处理不易析出Fe基纳米晶体，Fe基纳米晶体的平均粒径的控制也是困难的。因此，不易得到与第一实施方式相比优异的特性。

[0163] (第三实施方式)

[0164] 以下，对本发明的第三实施方式进行说明。对于与第一实施方式相同的部分省略说明。

[0165] 本实施方式的软磁性合金通过由组成式(Fe(1-(α+β))X1αX2β)(1-(a+b+c+d+e+f+g))MaBbPcSidCeSfTig构成的主成分构成，其中，

[0166] X1为选自Co及Ni中的一种以上，

[0167] X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O及稀土元素中的一种以上，[0168] M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V中的一种以上，

[0169] 0.020≤a≤0.14

[0170] 0.020＜b≤0.20

[0171] 0＜c≤0.040

[0172] 0≤d≤0.060

[0173] 0.0005＜e＜0.0050

[0174] 0≤f≤0.010

[0175] 0≤g≤0.0010

[0176] α≥0

[0177] β≥0

[0178] 0≤α+β≤0.50，

[0179] f和g中至少一个以上大于0，

[0180] 且具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

[0181] 在将上述的软磁性合金(本发明的第二方面的软磁性合金)进行热处理的情况下，软磁性合金中容易析出Fe基纳米晶体。换言之，上述的软磁性合金容易作为析出Fe基纳米晶体的软磁性合金(本发明的第四方面的软磁性合金)的初始原料。此外，上述初始微晶优选平均粒径为0.3～10nm。

[0182] 本发明第四方面的软磁性合金具有与第二方面的软磁性合金相同的主成分，具有由Fe基纳米晶体构成的结构。

[0183] P的含量(c)满足0＜c≤0.040。另外，优选为0.010≤c≤0.040，更优选为0.020≤c≤0.030。通过在上述的范围内含有P，软磁性合金的矫顽力降低。在c＝0的情况下，不能得到上述效果。

[0184] C的含量(e)满足0.0005＜e＜0.0050。另外，优选为0.0006≤e≤0.0045，更优选为0.0020≤e≤0.0045。通过e大于0.0005，特别容易降低软磁性合金的矫顽力。在e过大的情况下，饱和磁通密度及表面性降低。

[0185] (第四实施方式)

[0186] 以下，对本发明的第四实施方式进行说明。对于与第三实施方式相同的部分省略说明。

[0187] 在第四实施方式中，热处理前的软磁性合金仅由非晶质构成。热处理前的软磁性合金仅由非晶质构成，在不含初始微晶，且不具有纳米异质结构的情况下，通过进行热处理，也能够形成具有Fe基纳米晶体结构的软磁性合金、即本发明第四方面的软磁性合金。

[0188] 但是，与第三实施方式相比，通过热处理而不易析出Fe基纳米晶体，且Fe基纳米晶体的平均粒径的控制也困难。因此，不易得到与第三实施方式相比优异的特性。

[0189] (第五实施方式)

[0190] 第五实施方式的磁性部件、特别是磁芯及电感器由第一实施方式～第四实施方式中任一项的软磁性合金得到。以下，对得到第五实施方式的磁芯及电感器的方法进行说明，但由软磁性合金得到磁芯及电感器的方法不限于以下的方法。另外，作为磁芯的用途，除电感器外还可以举出变压器及电动机等。

[0191] 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。在将薄带形状的软磁性合金进行层叠时，在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。

[0192] 作为由粉末形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可举出适宜与粘合剂混合后，使用模具进行成型的方法。另外，在与粘合剂混合前，通过对粉末表面实施氧化处理或绝缘覆膜等，比电阻提高，形成适于更高频段的磁芯。

[0193] 成型方法没有特别限制，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，示例硅树脂。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。

[0194] 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，并使用模具进行压缩成型，由此，能够得到占积率(粉末充填率)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。上述的特性是与一般的铁氧体磁芯同等以上的特性。

[0195] 另外，例如，相对于软磁性合金粉末100质量％混合1～3质量％的粘合剂，通过利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，能够得到占积率为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。上述的特性是比一般的压粉磁芯更优异的特性。

[0196] 进而，通过对形成上述磁芯的成型体作为去应变热处理而在成型后进行热处理，进一步磁芯损耗降低，有用性提高。此外，磁芯的磁芯损耗通过降低构成磁芯的磁性体的矫顽力而降低。

[0197] 另外，通过对上述磁芯实施绕组，得到电感部件。绕组的实施方法及电感部件的制造方法没有特别限制。例如，可举出在通过上述的方法制造的磁芯上卷绕至少一匝以上的绕组的方法。

[0198] 进而，在使用软磁性合金颗粒的情况下，有通过在磁性体中内置有绕组线圈的状态下进行加压成型并一体化而制造电感的方法。该情况下，容易得到与高频且大电流对应的电感部件。

[0199] 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状化的软磁性合金膏、及在线圈用的导体金属中添加粘合剂及溶剂而膏状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。

[0200] 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。

[0201] 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。

[0202] 以上，说明了本发明的各实施方式，但本发明不限于上述的实施方式。

[0203] 软磁性合金的形状没有特别限制。如上所述，示例薄膜形状或粉末形状，但除此之外也可以考虑块体形状等。

[0204] 第一实施方式～第四实施方式的软磁性合金(Fe基纳米晶体合金)的用途没有特别限制，例如可举出磁性部件，其中特别地可举出磁芯。可以适宜地用作电感器用、特别是功率电感器用的磁芯。本实施方式的软磁性合金除磁芯之外，也可以适用于薄膜电感器、磁头。

[0205] 实施例

[0206] 以下，基于实施例具体说明本发明。

[0207] (实验例1)

[0208] 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，通过高频加热熔化，制作了母合金。此外，试样编号13及14的组成为通常已知的非晶合金的组成。

[0209] 然后，将所制作的母合金加热使其熔融，制成1250℃的熔融状态的金属后，通过使辊以旋转速度25m/sec.旋转的单辊法对辊喷射上述金属，制作成薄带。此外，辊的材质为Cu。

[0210] 使辊向图1所示的方向旋转，辊温度设为70℃。另外，设定腔室内和喷射喷嘴内的差压105kPa、喷嘴径5mm狭缝、流化量50g、辊径φ300mm，将得到的薄带的厚度设为20～30μm、薄带的宽度设为4mm～5mm、薄带的长度设为数十m。

[0211] 对得到的各薄带进行X射线衍射测定，确认粒径大于30nm的结晶的有无。而且，在不存在粒径大于30nm的结晶的情况下，设为仅由非晶质相构成，在存在粒径大于30nm的结晶的情况下，设为由结晶相构成。此外，在除后述的试样编号322以外的所有的实施例中，具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

[0212] 然后，对各实施例及比较例的薄带以下表所示的条件进行热处理。对热处理后的各薄带测定饱和磁通密度、矫顽力及表面粗糙度(Rv及Rz)。饱和磁通密度(Bs)使用振动试样型磁力计(VSM)在磁场1000kA/m下进行测定。矫顽力(Hc)使用直流BH示踪仪在磁场5kA/m下进行测定。表面粗糙度(Rv及Rz)使用激光显微镜进行测定。

[0213] 在实验例1～3中，饱和磁通密度以1.30T以上为良好、以1.35T以上为更良好、以1.40T以上为更加良好。矫顽力以3.0A/m以下为良好、以2.5A/m以下为更良好、以2.0A/m以下为更加良好、以1.5A/m以下为最良好。表面粗糙度Rv以12μm以下为良好。表面粗糙度Rz以
20μm以下为良好。

[0214] 此外，在以下所示的实施例中，只要没有特别记载，均通过X射线衍射测定、及使用了透射电子显微镜的观察确认具有平均粒径为5～30nm，晶体结构为bcc的Fe基纳米晶体。另外，使用ICP分析确认在热处理的前后合金组成无变化。

[0215]

[0216] 根据表1，各成分的含量在规定的范围内，辊接触距离及辊温度适合的试样编号9～12的全部特性良好。相对于此，任何成分的含量在规定的范围外的试样编号1～8、13及14的表面粗糙度恶化。

[0217] (实验例2)

[0218] 在实验例2中，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，通过高频加热熔化，制作了母合金，除此之外，以与实验例1同条件实施。

[0219]

[0220]

[0221]

[0222]

[0223]

[0224]

[0225]

[0226]

[0227]

[0228]

[0229] 【表12】

[0230]

[0231]

[0232] 【表14】

[0233]

[0234]

[0235]

[0236] 表2～表11记载有相对于多种a～e的组合使S的含量(f)及Ti的含量(g)变化的实施例及比较例。此外，M的种类设为Nb。各成分的含量为规定的范围内的实施例的饱和磁通密度Bs、矫顽力Hc及表面粗糙度良好。

[0237] 不含S及Ti的比较例的表面粗糙度恶化。

[0238] S的含量(f)过大的比较例中，热处理前的薄带容易由结晶相构成。热处理前的薄带由结晶相构成的情况下，热处理后的矫顽力Hc显著增大。即使在热处理前的薄带由非晶质相构成的情况下，矫顽力Hc也大。

[0239] Ti的含量(g)过大的比较例中，热处理前的薄带容易由结晶相构成，热处理后的矫顽力显著增大。

[0240] 表12中，各成分的含量在规定的范围内的实施例的饱和磁通密度Bs、矫顽力Hc及表面粗糙度良好。

[0241] 表12的试样编号235～243记载有使M的含量(a)变化的实施例及比较例。M的含量(a)过小的试样编号235的热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力Hc显著增大。M的含量(a)过大的试样编号243的饱和磁通密度Bs降低。

[0242] 表12的试样编号244～251记载有使B的含量(b)变化的实施例及比较例。B的含量(b)过小的试样编号244的热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力Hc显著增大。B的含量(b)过大的试样编号243的饱和磁通密度Bs降低。

[0243] 表12的试样编号252～259记载有使P的含量(c)变化的实施例及比较例。P的含量(c)过小的试样编号252的热处理后的矫顽力Hc增大，表面粗糙度恶化。P的含量(c)过大的试样编号259的饱和磁通密度Bs降低。

[0244] 表12的试样编号260～274记载有使Si的含量(d)及C的含量(e)变化的实施例及比较例。Si的含量(d)过大的试样编号270的热处理后的矫顽力Hc增大。C的含量(e)过大的试样编号264的热处理后的矫顽力Hc增大。

[0245] 表13～表15是将试样编号24的Fe的一部分置换为X1和/或X2的实施例。

[0246] 根据表13～表15，即使将Fe的一部分置换为X1和/或X2，也显示良好的特性。

[0247] 表16是除M的种类以外其它与试样编号237、24或241相同的实施例。试样编号237a～237i与试样编号237相同，试样编号24a～24i与试样编号24相同，试样编号241a～241i与试样编号241相同。

[0248] 根据表16，即使使M的种类变化，也显示良好的特性。

[0249] (实验例3)

[0250] 在实验例3中，对于试样编号24，使熔融状态的金属温度及制作了薄带后的热处理条件适宜变化，使初始微晶的平均粒径及Fe基纳米晶体合金的平均粒径变化。将结果表示于表17。

[0251]

[0252] 根据表17，在初始微晶的平均粒径为0.3～10nm且Fe基纳米晶体合金的平均粒径为5～30nm的情况下，与偏离上述范围的情况相比，饱和磁通密度和矫顽力均良好。

[0253] (实验例4)

[0254] 以成为下表18～21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，通过高频加热熔化，制作了母合金。

[0255] 然后，将所制作的母合金加热使其熔融，制成1250℃的熔融状态的金属后，利用使辊以旋转速度25m/sec.旋转的单辊法对辊喷射上述金属，制作成薄带。此外，辊的材质为Cu。

[0256] 使辊向图1所示的方向旋转，辊温度设为70℃。另外，通过设定腔室内和喷射喷嘴内的差压为105kPa、喷嘴径为5mm狭缝、流化量为50g、辊径为φ300mm，将得到的薄带的厚度设为20～30μm、薄带的宽度设为4mm～5mm、薄带的长度设为数十m。

[0257] 对得到的各薄带进行X射线衍射测定，确认粒径大于30nm的结晶的有无。而且，在不存在粒径大于30nm的结晶的情况下，设为由非晶质相构成，在存在粒径大于30nm的结晶的情况下，设为由结晶相构成。此外，除后述的试样编号322之外的所有的实施例中，具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

[0258] 然后，对各实施例及比较例的薄带以下表所示的条件进行热处理。对热处理后的各薄带测定饱和磁通密度、矫顽力及表面粗糙度(Rv及Rz)。饱和磁通密度(Bs)使用振动试样型磁力计(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。表面粗糙度(Rv及Rz)使用激光显微镜进行测定。

[0259] 在实验例4及5中，饱和磁通密度以1.50T以上为良好。矫顽力以3.0A/m以下为良好、以2.5A/m以下为进一步良好、以2.0A/m以下为更加良好、以1.5A/m以下为最良好。表面粗糙度Rv以12μm以下为良好。表面粗糙度Rz以20μm以下为良好。

[0260] 此外，在以下所示的实施例中，只要没有特别记载，均通过X射线衍射测定、及使用了透射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Fe基纳米晶体。另外，使用ICP分析确认在热处理的前后合金组成无变化。

[0261]

[0262] 【表19】

[0263]

[0264]

[0265]

[0266] 【表21】

[0267]

[0268] 根据表18～表19，各成分的含量在规定的范围内的实施例全部的特性均良好。与之相对，任何成分的含量在规定的范围外的比较例中，矫顽力、饱和磁通密度及表面粗糙度中的一个以上恶化。进而，a过小的比较例、b过小的比较例及g过大的比较例中，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力Hc显著增大。进而，也有时表面粗糙度恶化。

[0269] 表20是将试样编号410的Fe的一部分置换为X1和/或X2的实施例。

[0270] 根据表20，即使将Fe的一部分置换为X1和/或X2，也显示良好的特性。

[0271] 表21是使试样编号410的M的种类变化的实施例。

[0272] 根据表21，即使使M的种类变化，也显示出良好的特性。

[0273] (实验例5)

[0274] 在实验例5中，关于试样编号410，使熔融状态的金属温度及薄带制作后的热处理条件适宜变化，从而使初始微晶的平均粒径及Fe基纳米晶体合金的平均粒径变化。将结果示于表22。

[0275]

[0276] 根据表22，在初始微晶的平均粒径为0.3～10nm，且Fe基纳米晶体合金的平均粒径为5～30nm的情况下，与偏离上述的范围的情况相比，饱和磁通密度和矫顽力均良好。