JP2019143201A - 軟磁性合金および磁性部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い飽和磁束密度および低い保磁力を有する軟磁性合金の提供。
【解決手段】組成式（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＰ_ｂＳｉ_ｃＣｕ_ｄＸ３_ｅＢ_ｆからなる軟磁性合金。Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、Ｘ２はＴｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ａｌ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、Ｘ３はＣおよびＧｅからなる群から選択される１種以上、ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上。０．０３０≦ａ≦０．１２０、０．０１０≦ｂ≦０．１５０、０≦ｃ≦０．０５０、０≦ｄ≦０．０２０、０≦ｅ≦０．１００、０≦ｆ≦０．０３０、α≧０、β≧０、０≦α＋β≦０．５５。
【選択図】なし

Description

本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。

近年、磁性部品用軟磁性材料、特にパワーインダクタ用軟磁性材料としてナノ結晶材料が主流になりつつある。例えば、特許文献１には、微細な結晶粒径を有するＦｅ基軟磁性合金が記載されている。ナノ結晶材料は従来のＦｅＳｉなどの結晶性材料やＦｅＳｉＢなどのアモルファス系材料と比較して高い飽和磁束密度等が得られる。

しかし、現在では、磁性部品、特にパワーインダクタのさらなる高周波化と小型化が進み、さらに高い直流重畳特性と低いコアロス（磁気損失）を併せ持つ磁心を得ることができる軟磁性合金が求められている。

特開２００２−３２２５４６号公報

なお、上記の磁心のコアロスを低減する方法として、特に磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することが考えられる。また、高い直流重畳特性を得る方法としては、特に磁心を構成する磁性体の飽和磁束密度を上昇させることが考えられる。

本発明は、高い飽和磁束密度および低い保磁力を有する軟磁性合金等を提供することを目的とする。

上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性合金は、
組成式（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＰ_ｂＳｉ_ｃＣｕ_ｄＸ３_ｅＢ_ｆからなる軟磁性合金であって、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
Ｘ２はＴｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ａｌ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
Ｘ３はＣおよびＧｅからなる群から選択される１種以上、
ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、
０．０３０≦ａ≦０．１２０
０．０１０≦ｂ≦０．１５０
０≦ｃ≦０．０５０
０≦ｄ≦０．０２０
０≦ｅ≦０．１００
０≦ｆ≦０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５５
であることを特徴とする。

本発明に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することで、熱処理を施すことによりＦｅ基ナノ結晶合金となりやすい構造を有しやすい。さらに、上記の特徴を有するＦｅ基ナノ結晶合金は飽和磁束密度が高く保磁力が低いという好ましい軟磁気特性を有する軟磁性合金となる。

本発明に係る軟磁性合金は、ｂ≧ｃであってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦ｆ≦０．０１０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦ｆ＜０．００１であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０．７３０≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９３０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、α＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．０３０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、β＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、α＝β＝０であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、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。

本発明に係る軟磁性合金は、前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有していてもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍであってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、薄帯形状であってもよい。

本発明に係る軟磁性合金は、粉末形状であってもよい。

また、本発明に係る磁性部品は、上記の軟磁性合金からなる。

以下、本発明の実施形態について説明する。

本実施形態に係る軟磁性合金は、組成式（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＰ_ｂＳｉ_ｃＣｕ_ｄＸ３_ｅＢ_ｆからなる軟磁性合金であって、
Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
Ｘ２はＴｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ａｌ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
Ｘ３はＣおよびＧｅからなる群から選択される１種以上、
ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、
０．０３０≦ａ≦０．１２０
０．０１０≦ｂ≦０．１５０
０≦ｃ≦０．０５０
０≦ｄ≦０．０２０
０≦ｅ≦０．１００
０≦ｆ≦０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５５
である組成を有する。

上記の組成を有する軟磁性合金は、非晶質からなり、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相を含まない軟磁性合金としやすい。そして、当該軟磁性合金を熱処理する場合には、Ｆｅ基ナノ結晶を析出しやすい。そして、Ｆｅ基ナノ結晶を含む軟磁性合金は高い飽和磁束密度、低い保磁力および高い比抵抗を有しやすい。

言いかえれば、上記の組成を有する軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金の出発原料としやすい。

Ｆｅ基ナノ結晶とは、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である結晶のことである。本実施形態においては、平均粒径が５〜３０ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶を析出させることが好ましい。このようなＦｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金は、飽和磁束密度が高くなり、保磁力が低くなりやすい。さらに、比抵抗も高くなりやすい。

なお、熱処理前の軟磁性合金は完全に非晶質のみからなっていてもよいが、非晶質および粒径が１５ｎｍ以下である初期微結晶からなり、前記初期微結晶が前記非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することが好ましい。初期微結晶が非晶質中に存在するナノヘテロ構造を有することにより、熱処理時にＦｅ基ナノ結晶を析出させやすくなる。なお、本実施形態では、前記初期微結晶は平均粒径が０．３〜１０ｎｍであることが好ましい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の各成分について詳細に説明する。

ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上である。また、Ｍの種類としてはＮｂ，ＨｆおよびＺｒからなる群から選択される１種以上のみからなることが好ましい。Ｍの種類がＮｂ，ＨｆおよびＺｒからなる群から選択される１種以上であることにより飽和磁束密度が高くなりやすく、保磁力が低くなりやすくなる。

Ｍの含有量（ａ）は０．０３０≦ａ≦０．１２０を満たす。Ｍの含有量（ａ）は０．０５０≦ａ≦０．１００であることが好ましい。ａが小さい場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなる。ａが大きい場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなる。

Ｐの含有量（ｂ）は０．０１０≦ｂ≦０．１５０を満たす。Ｐの含有量（ｂ）は０．０１８≦ｂ≦０．１３１を満たすことが好ましく、０．０２６≦ｂ≦０．１０５を満たすことがより好ましい。ｂが小さい場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、保磁力が高くなりやすくなり、比抵抗が低くなりやすくなる。ｂが大きい場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなる。

Ｓｉの含有量（ｃ）は０≦ｃ≦０．０５０を満たす。すなわち、Ｓｉは含有しなくてもよい。Ｓｉの含有量（ｃ）は０．００５≦ｃ≦０．０４０を満たすことが好ましい。ｃが大きい場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなる。また、Ｓｉを含有する場合にはＳｉを含有しない場合と比較して熱処理前の軟磁性合金に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じにくくなる。

さらにｂ≧ｃであることが好ましい。ｂ≧ｃである場合には、特に保磁力が低くなりやすくなる。

Ｃｕの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．０２０を満たす。すなわち、Ｃｕは含有しなくてもよい。Ｃｕの含有量が小さくなるほど飽和磁束密度が高くなり、Ｃｕの含有量が大きくなるほど保磁力が低くなる傾向にある。ｄが大きすぎる場合には、熱処理前の軟磁性合金に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすく、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させることができず、飽和磁束密度が低くなりやすくなり、保磁力が高くなりやすくなる。

Ｘ３はＣおよびＧｅからなる群から選択される１種以上である。Ｘ３の含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．１００を満たす。すなわち、Ｘ３は含有しなくてもよい。Ｘ３の含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．０５０であることが好ましい。Ｘ３の含有量が多すぎる場合には、飽和磁束密度が低くなりやすくなり、保磁力が高くなりやすくなる。

Ｂの含有量（ｆ）は０≦ｆ≦０．０３０を満たす。すなわち、Ｂは含有しなくてもよい。さらに、０≦ｆ≦０．０１０であることが好ましく、実質的にＢを含有しないことがさらに好ましい。なお、実質的にＢを含有しないとは０≦ｆ＜０．００１である場合を指す。Ｂの含有量が多い場合には飽和磁束密度が低くなりやすくなり、保磁力が高くなりやすくなる。

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０．７３０≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９３０を満たすことが好ましい。０．７８０≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９３０を満たしていてもよい。上記の範囲を満たす場合には飽和磁束密度を向上させやすく、保磁力を低下させやすくなる。

また、本実施形態に係る軟磁性合金においては、Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換してもよい。

Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上である。Ｘ１の含有量（α）はα＝０でもよい。すなわち、Ｘ１は含有しなくてもよい。また、Ｘ１の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として４０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０を満たすことが好ましい。

Ｘ２はＴｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ａｌ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上である。Ｘ２の含有量（β）はβ＝０でもよい。すなわち、Ｘ２は含有しなくてもよい。また、Ｘ２の原子数は組成全体の原子数を１００ａｔ％として３．０ａｔ％以下であることが好ましい。すなわち、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋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、０≦α＋β≦０．５５とする。α＋β＞０．５５の場合には、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶合金とすることが困難となり、仮にＦｅ基ナノ結晶合金とできたとしても保磁力が高くなりやすい。

なお、本実施形態に係る軟磁性合金は上記以外の元素を不可避的不純物として含んでいてもよい。また、上記以外の元素は軟磁性合金１００重量％に対して合計で１重量％未満、含んでいてもよい。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法について説明する

本実施形態に係る軟磁性合金の製造方法には特に限定はない。例えば単ロール法により本実施形態に係る軟磁性合金の薄帯を製造する方法がある。また、薄帯は連続薄帯であってもよい。

単ロール法では、まず、最終的に得られる軟磁性合金に含まれる各金属元素の純金属を準備し、最終的に得られる軟磁性合金と同組成となるように秤量する。そして、各金属元素の純金属を溶解し、混合して母合金を作製する。なお、前記純金属の溶解方法には特に制限はないが、例えばチャンバー内で真空引きした後に高周波加熱にて溶解させる方法がある。なお、母合金と最終的に得られるＦｅ基ナノ結晶からなる軟磁性合金とは通常、同組成となる。

次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（浴湯）を得る。溶融金属の温度には特に制限はないが、例えば１２００〜１５００℃とすることができる。

単ロール法においては、主に後述する熱処理前の時点では、薄帯は粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない非晶質である。非晶質である薄帯に対して後述する熱処理を施すことにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。

なお、熱処理前の軟磁性合金の薄帯ロールの回転速度を調整することで得られる薄帯の厚さを調整することができるが、例えばノズルとロールとの間隔や溶融金属の温度などを調整することでも得られる薄帯の厚さを調整することができる。薄帯の厚さには特に制限はないが、例えば５〜３０μｍとすることができる。

粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が含まれているか否かを確認する方法には特に制限はない。例えば、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶の有無については、通常のＸ線回折測定により確認することができる。

また、熱処理前の薄帯には、粒径が１５ｎｍ未満の初期微結晶が全く含まれていなくてもよいが、初期微結晶が含まれていることが好ましい。すなわち、熱処理前の薄帯は、非晶質および該非晶質中に存在する該初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であることが好ましい。なお、初期微結晶の粒径に特に制限はないが、平均粒径が０．３〜１０ｎｍの範囲内であることが好ましい。

また、上記の初期微結晶の有無および平均粒径の観察方法については、特に制限はないが、例えば、イオンミリングにより薄片化した試料に対して、透過電子顕微鏡を用いて、制限視野回折像、ナノビーム回折像、明視野像または高分解能像を得ることで確認できる。制限視野回折像またはナノビーム回折像を用いる場合、回折パターンにおいて非晶質の場合にはリング状の回折が形成されるのに対し、非晶質ではない場合には結晶構造に起因した回折斑点が形成される。また、明視野像または高分解能像を用いる場合には、倍率１．００×１０^５〜３．００×１０^５倍で目視にて観察することで初期微結晶の有無および平均粒径を観察できる。

ロールの温度、回転速度およびチャンバー内部の雰囲気には特に制限はない。ロールの温度は４〜３０℃とすることが非晶質化のため好ましい。ロールの回転速度は速いほど初期微結晶の平均粒径が小さくなる傾向にあり、３０〜４０ｍ／ｓｅｃ．とすることが平均粒径０．３〜１０ｎｍの初期微結晶を得るためには好ましい。チャンバー内部の雰囲気はコスト面を考慮すれば大気中とすることが好ましい。

また、Ｆｅ基ナノ結晶合金を製造するための熱処理条件には特に制限はない。軟磁性合金の組成により好ましい熱処理条件は異なる。通常、好ましい熱処理温度は概ね４００〜６００℃、好ましい熱処理時間は概ね１０分〜１０時間となる。しかし、組成によっては上記の範囲を外れたところに好ましい熱処理温度および熱処理時間が存在する場合もある。また、熱処理時の雰囲気には特に制限はない。大気中のような活性雰囲気下で行ってもよいし、Ａｒガス中のような不活性雰囲気下で行ってもよい。

また、得られたＦｅ基ナノ結晶合金における平均粒径の算出方法には特に制限はない。例えば透過電子顕微鏡を用いて観察することで算出できる。また、結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であること確認する方法にも特に制限はない。例えばＸ線回折測定を用いて確認することができる。

また、本実施形態に係る軟磁性合金を得る方法として、上記した単ロール法以外にも、例えば水アトマイズ法またはガスアトマイズ法により本実施形態に係る軟磁性合金の粉体を得る方法がある。以下、ガスアトマイズ法について説明する。

ガスアトマイズ法では、上記した単ロール法と同様にして１２００〜１５００℃の溶融合金を得る。その後、前記溶融合金をチャンバー内で噴射させ、粉体を作製する。

このとき、ガス噴射温度を４〜３０℃とし、チャンバー内の蒸気圧を１ｈＰａ以下とすることで、上記の好ましいナノヘテロ構造を得やすくなる。

ガスアトマイズ法で粉体を作製した後に、４００〜６００℃で０．５〜１０分、熱処理を行うことで、各粉体同士が焼結し粉体が粗大化することを防ぎつつ元素の拡散を促し、熱力学的平衡状態に短時間で到達させることができ、歪や応力を除去することができ、平均粒径が１０〜５０ｎｍのＦｅ基軟磁性合金を得やすくなる。

以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。

本実施形態に係る軟磁性合金の形状には特に制限はない。上記した通り、薄帯形状や粉末形状が例示されるが、それ以外にもブロック形状等も考えられる。

本実施形態に係る軟磁性合金（Ｆｅ基ナノ結晶合金）の用途には特に制限はない。例えば、磁性部品が挙げられ、その中でも特に磁心が挙げられる。インダクタ用、特にパワーインダクタ用の磁心として好適に用いることができる。本実施形態に係る軟磁性合金は、磁心の他にも薄膜インダクタ、磁気ヘッドにも好適に用いることができる。

以下、本実施形態に係る軟磁性合金から磁性部品、特に磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、本実施形態に係る軟磁性合金から磁心およびインダクタを得る方法は下記の方法に限定されない。また、磁心の用途としては、インダクタの他にも、トランスおよびモータなどが挙げられる。

薄帯形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、薄帯形状の軟磁性合金を巻き回す方法や積層する方法が挙げられる。薄帯形状の軟磁性合金を積層する際に絶縁体を介して積層する場合には、さらに特性を向上させた磁芯を得ることができる。

粉末形状の軟磁性合金から磁心を得る方法としては、例えば、適宜バインダと混合した後、金型を用いて成形する方法が挙げられる。また、バインダと混合する前に、粉末表面に酸化処理や絶縁被膜等を施すことにより、比抵抗が向上し、より高周波帯域に適合した磁心となる。

成形方法に特に制限はなく、金型を用いる成形やモールド成形などが例示される。バインダの種類に特に制限はなく、シリコーン樹脂が例示される。軟磁性合金粉末とバインダとの混合比率にも特に制限はない。例えば軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜１０質量％のバインダを混合させる。

例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜５質量％のバインダを混合させ、金型を用いて圧縮成形することで、占積率（粉末充填率）が７０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．４５Ｔ以上、かつ比抵抗が１Ω・ｃｍ以上である磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的なフェライト磁心と同等以上の特性である。

また、例えば、軟磁性合金粉末１００質量％に対し、１〜３質量％のバインダを混合させ、バインダの軟化点以上の温度条件下の金型で圧縮成形することで、占積率が８０％以上、１．６×１０^４Ａ／ｍの磁界を印加したときの磁束密度が０．９Ｔ以上、かつ比抵抗が０．１Ω・ｃｍ以上である圧粉磁心を得ることができる。上記の特性は、一般的な圧粉磁心よりも優れた特性である。

さらに、上記の磁心を成す成形体に対し、歪取り熱処理として成形後に熱処理することで、さらにコアロスが低下し、有用性が高まる。なお、磁心のコアロスは、磁心を構成する磁性体の保磁力を低減することで低下する。

また、上記磁心に巻線を施すことでインダクタンス部品が得られる。巻線の施し方およびインダクタンス部品の製造方法には特に制限はない。例えば、上記の方法で製造した磁心に巻線を少なくとも１ターン以上巻き回す方法が挙げられる。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、巻線コイルが磁性体に内蔵されている状態で加圧成形し一体化することでインダクタンス部品を製造する方法がある。この場合には高周波かつ大電流に対応したインダクタンス部品を得やすい。

さらに、軟磁性合金粒子を用いる場合には、軟磁性合金粒子にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した軟磁性合金ペースト、および、コイル用の導体金属にバインダおよび溶剤を添加してペースト化した導体ペーストを交互に印刷積層した後に加熱焼成することで、インダクタンス部品を得ることができる。あるいは、軟磁性合金ペーストを用いて軟磁性合金シートを作製し、軟磁性合金シートの表面に導体ペーストを印刷し、これらを積層し焼成することで、コイルが磁性体に内蔵されたインダクタンス部品を得ることができる。

ここで、軟磁性合金粒子を用いてインダクタンス部品を製造する場合には、最大粒径が篩径で４５μｍ以下、中心粒径（Ｄ５０）が３０μｍ以下の軟磁性合金粉末を用いることが、優れたＱ特性を得る上で好ましい。最大粒径を篩径で４５μｍ以下とするために、目開き４５μｍの篩を用い、篩を通過する軟磁性合金粉末のみを用いてもよい。

最大粒径が大きな軟磁性合金粉末を用いるほど高周波領域でのＱ値が低下する傾向があり、特に最大粒径が篩径で４５μｍを超える軟磁性合金粉末を用いる場合には、高周波領域でのＱ値が大きく低下する場合がある。ただし、高周波領域でのＱ値を重視しない場合には、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を使用可能である。バラツキの大きな軟磁性合金粉末は比較的安価で製造できるため、バラツキの大きな軟磁性合金粉末を用いる場合には、コストを低減することが可能である。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。

下表に示す各実施例および比較例の合金組成となるように原料金属を秤量し、高周波加熱にて溶解し、母合金を作製した。

その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１３００℃の溶融状態の金属とした後に、大気中において２０℃のロールを回転速度４０ｍ／ｓｅｃ．で用いた単ロール法により前記金属をロールに噴射させ、薄帯を作成した。薄帯の厚さ２０〜２５μｍ、薄帯の幅約１５ｍｍ、薄帯の長さ約１０ｍとした。

得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶の有無を確認した。そして、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在しない場合には非晶質相からなるとし、粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在する場合には結晶相からなるとした。

その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、５５０℃、６０ｍｉｎで熱処理を行った。熱処理後の各薄帯に対し、飽和磁束密度および保磁力を測定した。飽和磁束密度（Ｂｓ）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（Ｈｃ）は直流ＢＨトレーサーを用いて磁場５ｋＡ／ｍで測定した。比抵抗（ρ）は４探針法による抵抗率測定で測定した。本実施例では、飽和磁束密度は１．３０Ｔ以上を良好とし、１．５０Ｔ以上をさらに良好とした。保磁力は１０．０Ａ／ｍ以下を良好とし、５．０Ａ／ｍ以下をさらに良好とした。比抵抗（ρ）は組成をＦｅ_９０Ｚｒ_７Ｂ_３とした点以外は実施例３と同一の製法で作成した薄帯（以下、Ｆｅ_９０Ｚｒ_７Ｂ_３薄帯とも呼ぶ）の比抵抗（ρ）に対して、２０％以上４０％未満、上昇した場合を良好とし、４０％以上、上昇した場合をさらに良好とした。以下に示す表では、比抵抗がＦｅ_９０Ｚｒ_７Ｂ_３薄帯の比抵抗から４０％以上、上昇した場合を◎、Ｆｅ_９０Ｚｒ_７Ｂ_３薄帯の比抵抗から２０％以上４０％未満、上昇した場合を○、Ｆｅ_９０Ｚｒ_７Ｂ_３薄帯の比抵抗と同一、または２０％未満、上昇した場合を△、Ｆｅ_９０Ｚｒ_７Ｂ_３薄帯の比抵抗よりも低い場合を×とした。なお、比抵抗（ρ）は良好でなくても本願発明の目的を達成できる。

なお、以下に示す実施例では特に記載の無い限り、全て平均粒径が５〜３０ｎｍであり結晶構造がｂｃｃであるＦｅ基ナノ結晶を有していたことをＸ線回折測定、および透過電子顕微鏡を用いた観察で確認した。また、下記の表１９以外の表に記載した全ての実施例および比較例はＸ１およびＸ２を含有しない。

表１はＭがＺｒのみでありＳｉ、Ｃｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｚｒの含有量（ａ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例１〜６は飽和磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが良好であった。

これに対し、Ｚｒの含有量が小さすぎる比較例１は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力Ｈｃが著しく高くなり、比抵抗ρが低くなった。また、Ｚｒの含有量が大きすぎる比較例２は飽和磁束密度が低下した。

表２はＭがＮｂのみでありＳｉ、Ｃｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｎｂの含有量（ａ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例７〜１１は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｎｂの含有量が小さすぎる比較例３は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力Ｈｃが著しく高くなり、比抵抗ρが低くなった。また、Ｎｂの含有量が大きすぎる比較例５は飽和磁束密度が低下した。

表３はＭがＺｒのみでありＳｉ、Ｃｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｐの含有量（ｂ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例１２〜１７は飽和磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが良好であった。

これに対し、Ｐの含有量が小さすぎる比較例６は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力Ｈｃが著しく高くなり、比抵抗ρが低くなった。Ｐの含有量が多すぎる比較例７は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。

表４はＭがＺｒのみでありＳｉ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｃｕの含有量（ｄ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例１８〜２１は飽和磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが良好であった。

これに対し、Ｃｕの含有量が大きすぎる比較例８は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力Ｈｃが著しく高くなった。さらに、飽和磁束密度Ｂｓが低くなった。

表５はＭがＺｒのみでありＳｉ、ＣｕおよびＢを含まない場合において、Ｘ３の種類および含有量（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実施例２２〜２８は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｘ３の含有量が大きすぎる比較例９および１０は飽和磁束密度Ｂｓが低下し保磁力Ｈｃが高くなった。

表６はＭがＺｒのみでありＳｉ、ＣｕおよびＸ３を含まない場合において、Ｂ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実施例２９〜３１は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｂの含有量が大きすぎる比較例１２は保磁力Ｈｃが高くなった。

表７はＭがＮｂのみでありＳｉ、ＣｕおよびＸ３を含まない場合において、Ｂ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実施例３３〜３６は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｂの含有量が大きすぎる比較例１３は飽和磁束密度Ｂｓが次低くなり、保磁力Ｈｃが高くなった。

表８は実施例３からＭの種類を変化させた実施例を記載したものである。

Ｍの種類が変化しても各成分の含有量が所定の範囲内である実施例３７〜４１は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

表９はＭがＺｒのみでありＣｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｐの含有量（ｂ）とＳｉの含有量（ｃ）との和を一定にしてＰとＳｉとの比率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実施例４２〜４８は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。特にｂ≧ｃである実施例４２〜４６は、ｂ＜ｃである実施例４７および４８と比較して飽和磁束密度Ｂｓおおび保磁力Ｈｃが優れる結果となった。

表１０はＭがＺｒのみでありＣｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｓｉ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実施例４９〜５４は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｓｉの含有量が大きすぎる比較例１４は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。

表１１はＭがＺｒのみでありＣｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｚｒの含有量（ａ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例５６〜６０は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｚｒの含有量が大きすぎる比較例１５は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。

表１２はＭがＮｂのみでありＣｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｎｂの含有量（ａ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例６１〜６６は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｎｂの含有量が小さすぎる比較例１６は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力Ｈｃが著しく高くなった。また、Ｎｂの含有量が大きすぎる比較例１７は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。

表１３はＭがＺｒのみでありＣｕ、Ｘ３およびＢを含まない場合において、Ｐの含有量（ｂ）およびＳｉの含有量（ｃ）を同時に変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例６７〜７３は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｐの含有量が小さすぎる比較例１８は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の保磁力Ｈｃが著しく高くなった。さらに、比抵抗ρも低下した。また、Ｚｒの含有量が大きすぎる比較例１７は保磁力Ｈｃが大きくなった。

表１４はＭがＺｒのみでありＸ３およびＢを含まない場合において、Ｃｕの含有量（ｄ）を変化させた実施例および比較例を記載したものである。

各成分の含有量が所定の範囲内である実施例７４〜７７は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｃｕの含有量が大きすぎる比較例２０は飽和磁束密度Ｂｓが小さくなった。

表１５はＭがＺｒのみでありＣｕおよびＢを含まない場合において、Ｘ３の種類および含有量（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実施例７８〜８５は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｘ３の含有量が大きすぎる比較例２１は飽和磁束密度Ｂｓが小さくなった。

表１６はＭがＺｒのみでありＣｕおよびＸ３を含まない場合において、Ｂのび含有量（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実施例８６〜８９は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｂの含有量が大きすぎる比較例２２は保磁力Ｈｃが大きくなった。

表１７はＭがＨｆのみでありＣｕおよびＸ３を含まない場合において、Ｂのび含有量（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実施例９０〜９４は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｂの含有量が大きすぎる比較例２３は保磁力Ｈｃが大きくなった。

表１８はＭがＨｆのみでありＣｕおよびＸ３を含まない場合において、Ｂのび含有量（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実施例９６〜９９は飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃおよび比抵抗ρが良好であった。

これに対し、Ｂの含有量が大きすぎる比較例２４は飽和磁束密度Ｂｓが小さくなり、保磁力Ｈｃが大きくなった。

表１９は実施例４３についてＦｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換した実施例を記載したものである。

Ｆｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換しても良好な特性を示した。ただし、α＋βが０．５０を超える比較例２５は保磁力が上昇した。

表２０は実施例３についてロールの回転速度、熱処理温度および／または熱処理時間を変化させることで初期微結晶の平均粒径およびＦｅ基ナノ結晶合金の平均粒径を変化させた実施例および比較例を記載したものである。表２１は実施例４３についてロールの回転速度、熱処理温度および／または熱処理時間を変化させることで初期微結晶の平均粒径およびＦｅ基ナノ結晶合金の平均粒径を変化させた実施例を記載したものである。

初期微結晶の平均粒径およびＦｅ基ナノ結晶合金の平均粒径を変化させても、熱処理前の薄帯に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在しない場合は良好な特性を示した。これに対し、熱処理前の薄帯に粒径が１５ｎｍよりも大きい結晶が存在する場合、すなわち、熱処理前の薄帯が結晶相からなる場合には、熱処理後のＦｅ基ナノ結晶の平均粒径が著しく高くなり、保磁力Ｈｃが著しく高くなった。

Claims (17)

1. 組成式（Ｆｅ_{（１−（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ））}Ｍ_ａＰ_ｂＳｉ_ｃＣｕ_ｄＸ３_ｅＢ_ｆからなる軟磁性合金であって、
   Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、
   Ｘ２はＴｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ａｌ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
   Ｘ３はＣおよびＧｅからなる群から選択される１種以上、
   ＭはＺｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｔａ，ＭｏおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、
   ０．０３０≦ａ≦０．１２０
   ０．０１０≦ｂ≦０．１５０
   ０≦ｃ≦０．０５０
   ０≦ｄ≦０．０２０
   ０≦ｅ≦０．１００
   ０≦ｆ≦０．０３０
   α≧０
   β≧０
   ０≦α＋β≦０．５５
   であることを特徴とする軟磁性合金。
2. ｂ≧ｃである請求項１に記載の軟磁性合金。
3. ０≦ｆ≦０．０１０である請求項１または２に記載の軟磁性合金。
4. ０≦ｆ＜０．００１である請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金。
5. ０．７３０≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）≦０．９３０である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
6. ０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．４０である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。
7. α＝０である請求項１〜６のいずれかに記載の軟磁性合金。
8. ０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ）｝≦０．０３０である請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金。
9. β＝０である請求項１〜８のいずれかに記載の軟磁性合金。
10. α＝β＝０である請求項１〜９のいずれかに記載の軟磁性合金。
11. 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請求項１〜１０のいずれかに記載の軟磁性合金。
12. 前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍである請求項１１に記載の軟磁性合金。
13. 前記軟磁性合金はＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有する請求項１〜１０のいずれかに記載の軟磁性合金。
14. 前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍである請求項１３に記載の軟磁性合金。
15. 薄帯形状である請求項１〜１４のいずれかに記載の軟磁性合金。
16. 粉末形状である請求項１〜１４のいずれかに記載の軟磁性合金。
17. 請求項１〜１６のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。