(57)【要約】  Ｐ，Ｂ，Ｃｕを必須成分として含有する軟磁性合金。望ましい例は、Ｆｅ基合金であり、７０原子％以上のＦｅ、５〜２５原子％のＢ、１．５原子％以下のＣｕ（０を含まない）、１０原子％以下（０を含まない）のＰを含む組成を有する。
2008129803.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
７０原子％以上のＦｅ、５〜２５原子％のＢ、１．５原子％以下（０を含まない）のＣｕ、１０原子％以下（０を含まない）のＰを含む、溶融状態のＦｅ基合金組成物を急冷凝固させてなる軟磁性合金。
【請求項２】
非晶質相を有する請求項１記載の軟磁性合金。
【請求項３】
非晶質相と前記非晶質相中に分散された平均粒径５０ｎｍ以下のα―Ｆｅの結晶相とを有する混相組織を有する請求項１記載の軟磁性合金。
【請求項４】
前記Ｆｅ基合金組成物は、下記に示される組成の成分を有する、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の軟磁性合金。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ
ここで、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値であり、白金族元素はＰｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｏｓからなり、希土類元素はＳｃ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ、Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｒｕからなる。
【請求項５】
下記に示される組成の成分を有する、請求項２に記載の軟磁性合金。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ
ここで、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦５、５≦ｃ≦２５、０．２≦ｄ≦１０、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、１≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値である。
【請求項６】
下記に示される組成の成分を有する、請求項３に記載の軟磁性合金。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ
ここで、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、１≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦１８、０．２≦ｄ≦８、０．０２５≦ｅ≦１、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値である。
【請求項７】
下記に示される組成の成分を有する、請求項３に記載の軟磁性合金。
Ｆｅ１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ４ｇ
ここで、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｇはそれぞれ、１≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦１８、０．２≦ｄ≦５、０．０２５≦ｅ≦１、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｇを満たす数値である。
【請求項８】
Ｍ２元素には０．１原子％以上のＣｒ元素が含まれる、請求項４乃至請求項７のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項９】
Ｍ２元素には１．０原子％以上のＣｒ元素が含まれる、請求項８に記載の軟磁性合金。
【請求項１０】
ΔＴｘ（過冷却液体領域）＝Ｔｘ（結晶化開始温度）−Ｔｇ（ガラス遷移温度）で表される過冷却液体領域を有する、請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項１１】
前記ΔＴｘ（過冷却液体領域）は２０℃以上である、請求項１０記載の軟磁性合金。
【請求項１２】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、厚さが１０μｍ以上、３００μｍ以下である、軟磁性薄帯。
【請求項１３】
請求項１２に記載の軟磁性薄帯からなる巻磁芯又は積層磁芯。
【請求項１４】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、厚さ０．３ｍｍ以上の板状又は外径１ｍｍ以上の棒状形状を有する、軟磁性部材。
【請求項１５】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、厚さ１ｍｍ以上の板状又は棒状の部位を一部に有する、軟磁性部材。
【請求項１６】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、平均粒径１μｍ以上、１５０μｍ以下である、軟磁性粉末。
【請求項１７】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、水アトマイズ法により作製された、軟磁性粉末。
【請求項１８】
請求項１６又は請求項１７に記載の軟磁性粉末と前記軟磁性粉末を絶縁・結合する結合剤とを主とする混合物を成型してなる、圧粉磁芯。
【請求項１９】
請求項１３又は請求項１８に記載の巻磁芯若しくは積層磁芯又は圧粉磁芯をコイルの近傍に配置してなる、インダクタ。
【請求項２０】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載のＦｅ基合金組成物であって溶融状態のＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて薄帯又は粉末となす工程（ａ）と、
前記粉末を４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程（ｂ）と、
を有する、軟磁性薄帯又は粉末の製造方法。
【請求項２１】
請求項１３又は請求項１８に記載の巻磁芯若しくは積層磁芯又は圧粉磁芯を、４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程を有する、巻磁芯若しくは積層磁芯又は圧粉磁芯の製造方法。
【請求項２２】
請求項１６又は請求項１７に記載の軟磁性粉末と、前記軟磁性粉末を絶縁・結合する結合剤とを主とする混合物を成型して圧粉体を得る工程（ｃ）と、
コイルの近傍に前記圧粉体を配置する工程（ｄ）と、
前記圧粉体を４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程（ｅ）と、
を有する、インダクタの製造方法。
【請求項２３】
請求項１６又は請求項１７に記載の軟磁性粉末と、前記軟磁性粉末を絶縁・結合する結合剤とを主とする混合物をコイルと一体に成型して一体成型体を得る工程（ｆ）と、
前記一体成型体を４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程（ｇ）と、
を有する、インダクタの製造方法。
【請求項２４】
請求項２、請求項４又は請求項５に記載の軟磁性合金を用いた巻磁芯若しくは積層磁芯、圧粉磁芯又はインダクタの製造方法であって、３００℃以上、６００℃以下の温度で熱処理をする工程を有する、巻磁芯若しくは積層磁芯、圧粉磁芯又はインダクタの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性粉末や軟磁性薄帯などの軟磁性合金及びそれを用いた磁芯やインダクタ、更にはそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、携帯機器の発展や地球温暖化に伴う環境負荷の小さい機器の必要性から、電子機器の小型化、省エネ化が従来よりも強く求められるようになっている。そのため、トランス、チョークコイル等の電子機器に用いられる磁性電子部品も小型化、高周波、高効率、低背化等が従来よりも強く要求されている。これら磁性電子部品の材料としては、従来からＭｎ−Ｚｎ、Ｎｉ−Ｚｎフェライト等が多く用いられてきた。しかしながら現在では樹脂等で絶縁を施した飽和磁束密度の高い金属磁性材料の積層磁芯、巻磁芯、圧粉磁芯に置き換わるようになってきた。中でも圧粉磁芯は、磁性粉末と、絶縁、結合の役割を担う結合剤（バインダー）を結合して部品形状に成型する磁芯であり、３次元形状を容易に成型できるため、広範囲の用途が見込める可能性が高く、注目されている。【０００３】
磁芯の材料としては、例えば飽和磁束密度が比較的高いＦｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒが挙げられる。また、磁歪や結晶磁気異方性が小さく、軟磁気特性に優れたパーマロイ（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）やセンダスト（登録商標、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金）が挙げられる。しかしながら、上記の材料は以下のような問題点を有している。まず、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒは、飽和磁束密度は他の磁芯材料より優れているものの、軟磁気特性に劣っている。パーマロイやセンダスト（登録商標）は、軟磁気特性は他の磁芯材料より優れているものの、ＦｅやＦｅ−Ｓｉと比較すると飽和磁束密度は半分である。【０００４】
一方、最近、非晶質の軟磁性材料が注目を浴びている。この種の非晶質軟磁性材料として、Ｆｅ基、Ｃｏ基の非晶質材料がある。Ｆｅ基の非晶質材料は結晶磁気異方性がないため、他の磁芯材料と比べて低鉄損の材料だが、非晶質形成能が低く、単ロール液体急冷法などによって作製された厚さ２０〜３０μｍの薄帯などに限定されている。Ｃｏ基の非晶質材料は零磁歪組成が存在し、他の磁芯材料と比べて優れた軟磁気特性を有するが、飽和磁束密度がフェライト並みに低く、更に高価なＣｏが主成分であるため、商業材料には適さない等の欠点がある。また非晶質形成能に優れたＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂ−Ｓｉ（特許文献１、２）や（Ｆｅ、Ｃｏ）−Ｓｉ−Ｂ−Ｎｂ（非特許文献１）などの金属ガラス合金について近年報告されているがＦｅの含有量が低いため飽和磁束密度が１．２Ｔ程度と大きく低下する。またＧａやＣｏなど価格の高い原料を用いておりＣｏ基の非晶質材料と同様、工業的に好ましくない。【０００５】
また、低保磁力、高透磁率の磁芯材料として、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ（非特許文献２、３、特許文献３、４）やＦｅ−（Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ）−Ｂ（非特許文献４、特許文献５）、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｂ−Ｂ（非特許文献５）のようなナノ結晶材料が注目されている。ナノ結晶材料は、非晶質組織中に数ｎｍ〜数１０ｎｍ程度のナノ結晶を析出させた材料であり、磁歪が従来のＦｅ基の非晶質材料と比べて小さく、中には飽和磁束密度の高い材料も存在する。ここで、ナノ結晶材料は、非晶質状態から熱処理によりナノ結晶を析出させるため、高い非晶質形成能を有し、ナノ結晶を析出できる組成でなければならないが、上記を含むナノ結晶材料は一般に非晶質形成能が低い。【０００６】
従って、単ロール液体急冷法では厚さ２０μｍ程度の薄帯しか作製できず、また冷却速度が比較的遅い水アトマイズ法等の製法では粉末を直接作製することはできない。もちろん、薄帯を粉砕して粉末を作製することは可能だが、粉砕する工程が追加されるため圧粉磁芯の製造効率が低下する。また、粉砕では粉末粒径の制御が困難であり、更に、粉末が球状にならないため、成形性や磁気特性の向上も困難である。また、直接粉末作製が可能なナノ結晶材料も報告されているが（特許文献４）、このナノ結晶材料は、実施例の組成から明らかなように、Ｆｅの含有量を従来のナノ結晶材料よりも少なくし、Ｂの含有量を多くすることによって非晶質形成能を向上させているため、飽和磁束密度が従来のナノ結晶材料より低下するのが明らかである。いずれにしても従来の組成では、優れた軟磁気特性を有し、直接粉末が作製できるほど高い非晶質形成能を有し、飽和磁束密度の高い磁芯材料は得られなかった。【０００７】
【非特許文献１】Baolong Shen, Chuntao Chang, Akihisa Inoue,“Formation,ductile deformation behavior and soft-magnetic properties of (Fe,Co,Ni)-B-Si-Nbbulk glassy alloys”, Intermetallics, 2007,Volume15,Issue1, p9
【非特許文献２】山内、吉沢、「超微細結晶粒組織からなるＦｅ基軟磁性合金」、日本金属学会誌、社団法人日本金属学会、１９８９年２月、第５３巻、第２号、ｐ２４１
【非特許文献３】山内、吉沢、「Ｆｅ基超微結晶磁性材料」、日本応用磁気学会誌、社団法人日本応用磁気学会、１９９０年、第１４巻、第５号、ｐ６８４
【非特許文献４】Suzuki, Makino, Inoue, and Masumoto,“Low corelosses of nanocrystalline Fe−M−B(M＝Zr, Hf, or Nb)alloys”, Journal of AppliedPhysics, The American institute of Physics, September，1993,Volume74, Issue5, p3316
【非特許文献５】渡辺、斉藤、高橋、「Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｂ−Ｂ微結晶合金薄帯の軟磁気特性と構造」、日本応用磁気学会誌、社団法人日本応用磁気学会、１９９３年、第１７巻、第２号、ｐ１９１
【特許文献１】特開平０９−３２０８２７号公報
【特許文献２】特開平１１−０７１６４７号公報
【特許文献３】特許第２５７３６０６号公報
【特許文献４】特開２００４−３４９５８５号公報
【特許文献５】特許第２８１２５７４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明はこのような問題に鑑みてなされたものであり、その目的は、優れた軟磁気特性を有し、容易に薄帯や粉末が作製できるほど高い非晶質形成能と高い飽和磁束密度を両立した非晶質もしくはナノ結晶の軟磁性合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成について鋭意検討した結果、Ｐ、Ｂ、Ｃｕを必須成分として含むＦｅ基合金系において種々の組成成分を限定した場合、非晶質形成能は向上し、非晶質相である軟磁性薄帯や粉末、部材などが得られることを見出した。また、本発明の範囲内においては熱処理を施すことによって、非晶質中に平均粒径５０ｎｍ以下のα―Ｆｅの結晶相（Ｆｅを主成分としたｂｃｃ構造を有する結晶粒）を析出させることができることを見出した。更に、これら非晶質もしくはナノ結晶の薄帯や粉末を用いることで、磁気特性に優れた巻磁芯や積層磁芯、圧粉磁芯及びインダクタが得られることを見出した。そして、以上の知見を元に以下の発明を完成するに至った。【００１０】
即ち、本発明は、７０原子％以上のＦｅ、５〜２５原子％のＢ、１．５原子％以下のＣｕ（０を含まない）、１０原子％以下（０を含まない）のＰを含む、溶融状態のＦｅ基合金組成物を急冷凝固させてなる軟磁性合金を提供する。【００１１】
前記軟磁性合金は非晶質相を有していても良いし、非晶質相と前記非晶質相中に分散された平均粒径５０ｎｍ以下のα―Ｆｅの結晶相とを主として有する混相組織を有してもよい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、優れた軟磁気特性と高い非晶質形成能を有し、非晶質若しくはナノ結晶を析出可能な軟磁性合金を提供することができる。【００１３】
また、これら軟磁性合金では、それを用いた薄帯や粉末、更には当該薄帯を用いた巻磁芯や積層磁芯、粉末を用いた圧粉磁芯などを提供することができ、加えてそれらを用いたインダクタを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の実施例による軟磁性薄帯及び軟磁性粉末の熱処理前のＸ線回折プロファイルを示すグラフである。ここで、軟磁性薄帯は、Ｆｅ７５．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｃｕ０．０９なる組成を有するものであり、軟磁性粉末は、Ｆｅ７９．９１Ｂ１０Ｐ２Ｓｉ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０１なる組成を有するものである。
【図２（ａ）】実施例のインダクタを示す図で、コイルを透視した斜視図である。
【図２（ｂ）】図２（ａ）のインダクタを示す図で、コイルを透視した側面図である。
【図３】実施例のインダクタの直流重畳特性図である。
【図４】実施例のインダクタの実装効率を示す図である。
【符号の説明】
【００１５】
１        圧粉磁芯
２        コイル
３        表面実装用端子
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明に好適な実施形態を詳細に説明する。【００１７】
まず、第１の実施形態に係る軟磁性合金の組成及び構造について説明する。本発明者は、種々検討の結果、Ｐ、Ｂ、Ｃｕを必須成分として含むＦｅ基合金組成物において、非晶質単相で優れた軟磁気特性を有する薄帯やバルク材、粉末を容易に作製できることを見出した。また、その合金に適切な温度で熱処理を施すことで、非晶質相中に平均粒径５０ｎｍ以下のα―Ｆｅの結晶相が分散する混相組織を発現し得ること、更にその薄帯や粉末を用いることで、磁気特性にすぐれた巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯及びインダクタが得られることを見出した。【００１８】
特にＰ、Ｂ、Ｃｕの組成成分を限定し、Ｆｅ基合金組成物の組成を、７０原子％以上のＦｅ、５〜２５原子％のＢ、１．５原子％以下のＣｕ（０を含まない）、１０原子％以下（０を含まない）のＰを含む組成に規定することにより、非晶質単相で優れた軟磁気特性を有する薄帯やバルク材、粉末を容易に作製できることを見出した。【００１９】
上記Ｆｅ基合金において、主成分であるＦｅは磁性を担う元素であり、磁気特性を有するために必須である。但し、Ｆｅの割合が７０原子％より少ないと飽和磁束密度が低下する原因となる。従って、Ｆｅの割合は７０原子％以上であるのが望ましい。【００２０】
Ｂは非晶質形成を担う元素であり、非晶質形成能を向上させるために必須である。但し、Ｂの割合が５原子％より少ないと十分な非晶質形成能が得られない。また、Ｂの割合が２５原子％を超えると、Ｆｅ含有量が相対的に減少し、飽和磁束密度の低下を招くとともに、融点の急激な上昇、非晶質形成能の低下などにより薄帯や粉末の作製が困難になる。【００２１】
Ｃｕは、必須元素であり、ナノ結晶の粒径を微細化する作用があると考えられる。また、Ｐと同時に添加することにより、非晶質形成能を向上させる作用を有する。但し、Ｃｕの割合が１．５原子％を超えると非晶質形成能が低下し、粉末を直接作製するのが困難となるため、１．５原子％以下とするのが望ましい。【００２２】
ＰはＢと同様に非晶質の形成を担う元素であり、非晶質形成能を向上させるために必須である。但し、Ｐの割合が１０原子％を超えると、磁性を担うＦｅ含有量が相対的に減少し、飽和磁束密度の低下を招くとともに、熱処理後にＦｅ−Ｐの化合物が析出して、軟磁気特性の低下の一因となる。従って、Ｐの割合は１０原子％以下とすることが望ましい。【００２３】
ここで、上記のＦｅ基合金組成物は、ΔＴｘ（過冷却液体領域）＝Ｔｘ（結晶化開始温度）−Ｔｇ（ガラス遷移温度）で表される過冷却液体領域を有している。ΔＴｘを有するということは、非晶質相が安定で非晶質形成能が高いことを意味している。従って、上記のＦｅ基合金組成物は、単ロール液体急冷法よりも冷却速度が遅い水アトマイズ法や金型鋳造法などの作製法でも非晶質化することができ、非晶質形成能を向上できる。また、Ｔｇ温度近傍で熱処理をすることで応力が完全に緩和し、優れた軟磁気特性が発現すると同時に、ナノ結晶を析出させるための熱処理においては、ΔＴｘを通過するため、粘性が低下し、粉末の応力緩和が可能となる。また、より優れた非晶質形成能、軟磁気特性を得るためには、ΔＴｘは２０℃以上であることが望ましい。【００２４】
上記のＦｅ基合金組成物は、後述するように溶融状態から急冷することにより非晶質相を有する軟磁性合金となる。また、非晶質の軟磁性合金を熱処理することにより、非晶質相とα―Ｆｅの結晶相の混層組織を有する軟磁性合金を得ることも可能である。本Ｆｅ基合金組成物は非晶質相若しくは非晶質相とα―Ｆｅの結晶相の混層組織を有する軟磁性合金であり、軟磁気特性に優れ、低鉄損であり、飽和磁束密度が高い。なお、α―Ｆｅの結晶粒の平均粒径が５０ｎｍを超えると軟磁気特性の低下を招く。従って、結晶粒の平均粒径は５０ｎｍ以下であることが望ましく、更には、３０ｎｍ以下であることが望ましい。また急冷状態で結晶粒が析出した場合であっても結晶粒が５０ｎｍ以下であればよい。【００２５】
次に、第１の実施形態にかかるＦｅ基合金組成物の製造方法について説明する。まず、先に述べた組成のＦｅ基合金を溶融する。次に、単ロール液体急冷法や水アトマイズ法、金型鋳造法などの冷却方法により溶融したＦｅ基合金を急冷すると、非晶質相を有する軟磁性薄帯や軟磁性粉末、軟磁性部材が作製される。ここで、作製された軟磁性薄帯や粉末について非晶質状態を維持できる温度、時間で熱処理し、内部応力を緩和することで軟磁気特性を向上させることができる。また結晶が析出できる温度以上で熱処理することで非晶質相中に５０ｎｍ以下の結晶粒が析出する。即ち、熱処理により、非晶質相とα―Ｆｅの結晶相の混層組織を有する軟磁性薄帯や粉末が得られる。ここで、熱処理温度が３００℃より低いと内部応力が緩和できず、また４００℃より低いと、α―Ｆｅの結晶相が析出せず、７００℃を超えるとα―Ｆｅの結晶相の結晶粒径が５０ｎｍを超え、軟磁気特性が低下する。従って、非晶質状態で用いる場合は３００℃〜６００℃の範囲で熱処理することが望ましい。またα―Ｆｅの結晶相の結晶粒を析出させるには、低温でも長時間に亘って保持することにより結晶化は可能であり、４００℃〜７００℃の範囲で熱処理することが望ましい。熱処理は例えば真空、アルゴン、窒素などの雰囲気下で行われるが、大気中で行ってもよい。なお、熱処理時間は例えば１０分から１００分程度である。更に、磁場中あるいは応力下で熱処理を行い、軟磁性薄帯や粉末の磁気特性を調整してもよい。【００２６】
ここで、第１の実施形態のＦｅ基合金組成物の特徴とするところは、合金の組成の調整と、当該合金の特性を十分に発現させるための溶融状態からの急冷凝固、熱処理によって得られる非晶質単相若しくは非晶質と５０ｎｍ以下のα―Ｆｅの結晶相の混相組織にあるので、Ｆｅ基合金組成物の製造装置としては、従来の装置をそのまま利用可能である。つまり、熱処理工程のために、雰囲気調整が可能で、３００〜７００℃の範囲で温度制御可能な炉が必要となる他は、従来の装置が使用可能で、例えば母合金を得るには従来の高周波加熱装置やアーク溶解装置が使用可能で、薄帯化には、単ロール液体急冷装置や双ロール装置、粉末化には、水アトマイズ装置、ガスアトマイズ装置、バルク部材には金型鋳造装置や射出成形装置などを用いることができる。【００２７】
次に、第１の実施形態にかかるＦｅ基合金組成物のうち軟磁性薄帯を用いた巻磁芯、積層磁芯の製造方法について説明する。まず熱処理前の軟磁性薄帯を所定の幅に切断し、リング状に巻き取り接着剤や溶接により固定し巻磁芯とする。また熱処理前の軟磁性薄帯を所定の形状に打ち抜き、積層して用いて積層磁芯とする。積層間の結合材として絶縁や接着の機能を有する樹脂を用いてもよい。次に、第１の実施形態にかかるＦｅ基合金組成物のうち軟磁性粉末を用いた圧粉磁芯の製造方法について説明する。まず、熱処理前の軟磁性粉末（非晶質相を有する軟磁性粉末）を結合剤と結合して混合物を作製する。次に、混合物をプレス機等で所望の形状に成型して成型体を作製する。最後に、成型体に熱処理して圧粉磁芯が完成する。巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯に用いる結合材としては、熱硬化性高分子が用いられ、用途や必要な耐熱性により適宜選択することができる。例として、エポキシ樹脂、不飽和ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、キシレン樹脂、ジアリルフタレート樹脂、シリコーン樹脂、ポリアミドイミド、ポリイミドなどが挙げられるが、これらに限定されるものではないことは勿論である。非晶質状態のまま用いる場合は３００℃〜６００℃程度で結晶化しない範囲で応力緩和の熱処理を施す。またナノ結晶化の状態にして用いる場合は４００℃〜７００℃の範囲で熱処理を行うことにより、非晶質相中に５０ｎｍ以下の結晶粒を析出させ、結晶粒の析出と、成型により生じた内部応力の緩和が同時に可能となる。なお、熱処理前の軟磁性薄帯や粉末ではなく、熱処理後の軟磁性薄帯や粉末を用いて巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯を製造してもよい。この場合は、最後の熱処理工程の熱処理温度は、結合材を硬化させられる程度の温度でもよく、更に応力緩和の熱処理を行ってもよい。なお、巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯を製造する工程についても、基本的には従来の装置をそのまま用いることが可能である。【００２８】
次に、第１の実施形態にかかるＦｅ基合金組成物のうち軟磁性薄帯や粉末用いたインダクタの製造方法について説明する。前述のように巻磁芯、積層磁芯や圧粉磁芯を作製し、圧粉磁芯をコイルの近傍に配置することにより、インダクタが完成する。なお、熱処理前の軟磁性薄帯や粉末ではなく、熱処理後の軟磁性薄帯や粉末を用いてインダクタを製造してもよい。この場合は、最後の熱処理工程の熱処理温度は、結合材を硬化させられる程度の温度でもよく、更に応力緩和の熱処理を行ってもよい。なお、インダクタを製造する工程についても、基本的には従来の装置をそのまま用いることが可能である。次に、第１の実施形態にかかる軟磁性粉末を用いたインダクタの製造方法の変形例について説明する。まず、熱処理前の軟磁性粉末をシリコーン樹脂等と結合剤と結合して混合物を作製する。次に、混合物とコイルとをプレス機等で所望の形状に一体成型して一体成型体を作製する。次に、一体成型体を非晶質状態のまま用いる場合は３００℃〜６００℃程度で結晶化しない範囲で応力緩和の熱処理を施す。またナノ結晶化の状態にして用いる場合は４００℃〜７００℃の範囲で熱処理を行うことにより、非晶質相中に５０ｎｍ以下の結晶粒を析出させ、インダクタが完成する。なお、熱処理前の軟磁性粉末ではなく、熱処理後の軟磁性粉末を用いてインダクタを製造してもよい。この場合は、最後の熱処理工程の熱処理温度は、結合材を硬化させられる程度の温度でもよく、更に応力緩和の熱処理を行ってもよい。なお、上記変形例では、圧粉磁芯と一体化されたコイルにも熱処理を施すので、コイルを構成するワイヤの絶縁体の耐熱性に考慮が必要となる。【００２９】
このように、第１の実施形態の軟磁性粉末は、Ｐ、Ｂ、Ｃｕを必須成分として含むＦｅ基合金である。従って、単ロール液体急冷法やアトマイズ法、金型鋳造法等で直接、非晶質薄帯や粉末、バルク部材を製造可能であり、熱処理を施すことにより応力緩和させるほか、非晶質相中に５０ｎｍ以下の結晶粒を析出させ、軟磁気特性を向上させることも可能である。従って、第１の実施形態の軟磁性薄帯、粉末、バルク部材は、軟磁気特性に優れ、飽和磁束密度が高く、鉄損も低く、この軟磁性薄帯や粉末を用いることにより優れた特性を具備した巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯を得ることができる。更には、この巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯を用いることで、より優れた特性を有するインダクタを得ることができる。【００３０】
次に、第２の実施形態に係るＦｅ基合金組成物の組成及び構造について説明する。本発明者はさらなる検討の結果、第１の実施形態において、Ｆｅ基合金の組成を更に限定することにより、より優れた軟磁気特性を有し、単ロール液体急冷法などにより容易に薄帯が作製でき、また水アトマイズ法などにより直接非晶質粉末が作製できるほど高い非晶質形成能が得られることを見出した。【００３１】
即ち、第２の実施形態の前記Ｆｅ基合金組成物は、下記（１）式に示される組成の成分を有する。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ…（１）
但し、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であって、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値である。また、白金族元素はＰｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｏｓからなり、希土類元素はＳｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｒｕからなる。【００３２】
上記Ｆｅ基合金において、主成分であるＦｅは磁性を担う元素であり、第１の実施形態と同様に、磁気特性を有するために必須である。【００３３】
Ｍ１はＦｅと同様に磁性を担う元素であり、Ｍ１の添加により、磁歪を調整したり、磁場中熱処理等で誘導磁気異方性を付与したりすることが可能になる。しかし、Ｍ１の割合が（１）式でａ＞０．５を満たす割合となると、飽和磁束密度の低下や軟磁気特性の劣化を招く可能性がある。従って、Ｍ１の割合は（１）式でａ≦０．５を満たす割合であるのが望ましく、ａ≦０．３を満たす割合であるのが更に望ましい。【００３４】
Ｍ２は非晶質形成能を高めるのに有効な元素であり、薄帯や粉末の作製を容易にする。またナノ結晶合金においても結晶粒の成長を抑制する効果も持ち合わせている。しかし、Ｍ２の割合が１０原子％を超えるとＦｅ濃度が低下し飽和磁束密度が低下するため、Ｍ２の割合は１０原子％以下であるのが望ましい。また、非晶質組織として高飽和磁束密度を得るためには５原子％以下が望ましく、更に熱処理により５０ｎｍ以下の結晶粒を得るためには、結晶粒の成長を抑制するために１原子％以上が望ましく、また非晶質形成能や飽和磁束密度の低下、またＦｅ−Ｍ２化合物が析出しやすくなることにより軟磁気特性の低下を招くため１０原子％以下が望ましい。【００３５】
またＭ４の中でもＣｒはＦｅ基合金組成物の比抵抗向上や組成物表面の不働態層による高周波特性改善に寄与する元素であり、０．１原子％以上とするのが望ましい。また水アトマイズによる粉末の作製においても０．１原子％以上とするのが望ましい。更に耐食性を要する環境で使用する場合には１原子％以上とするのが望ましく、防錆処理などの工程を省略することも可能である。【００３６】
Ｂは非晶質形成を担う元素であり、第１の実施形態と同様に、高い非晶質形成能を得るために必須である。但し、Ｂの割合が５原子％より少ないと十分な非晶質形成能が得られない。また、Ｂの割合が２５原子％を超えると、Ｆｅ含有量が相対的に減少し、飽和磁束密度の低下を招くとともに、融点の急激な上昇、非晶質形成能の低下などにより薄帯や粉末の作製が困難になる。従って、Ｂの割合は５〜２５原子％の範囲とするのが望ましい。また、過冷却液体領域ΔＴｘを有し、優れた非晶質形成能を得るには５〜２０原子％とするのが望ましく、更に、熱処理によりナノ結晶組織とし優れた軟磁気特性を得るためには磁気特性に劣るＦｅ−Ｂの化合物の析出を押さえるために５〜１８％とするのが望ましい。【００３７】
ＰはＢと同様に非晶質形成を担う元素であり、高い非晶質形成能を得るために必須である。但し、Ｐの割合が１０原子％を超えると、磁性を担うＦｅ含有量が相対的に減少し、飽和磁束密度の低下を招く恐れがある。従って、Ｐの割合は１０原子％以下とすることが望ましい。またＰの割合が８原子％を超えると熱処理によりナノ結晶化させた場合にＦｅ−Ｐの化合物が析出して軟磁気特性の低下を招く恐れがあるため、この場合Ｐの割合は８原子％以下とすることが望ましく、更に５原子％以下が望ましい。但し、０．２原子％よりも少ないと非晶質形成能が低下するため、０．２原子％以上であることが望ましい。【００３８】
Ｃｕはナノ結晶の粒径を微細化する作用があり、また、Ｐと同時に添加することにより、非晶質形成能を向上させる作用を有し０．０２５原子％以上必要である。また、Ｃｕの割合が１．５原子％を超えると非晶質形成能が低下するため、１．５原子％以下とするのが望ましい。熱処理によりナノ結晶組織とし優れた軟磁気特性と非晶質形成能を得るためには１原子％以下とするのが望ましく、また非晶質状態にあって、過冷却液体領域ΔＴｘを有し、優れた非晶質形成能を得るには０．８原子％以下とするのが望ましい。【００３９】
Ｍ３は熱処理により析出した結晶相の結晶粒径を微細化する効果がある。しかし、Ｍ３の割合が２原子％を超えると非晶質形成能が低下し、またＦｅ量が相対的に減少して飽和磁束密度が低下する。従って、Ｍ３の割合は２原子％以下であることが望ましい。【００４０】
Ｍ４はＢやＰと共に添加することにより、非晶質形成能の向上を促進すると同時に、磁歪の調整、耐食性の向上等の作用も有する。しかし、Ｍ４の割合が８原子％を超えると、非晶質形成能が低下すると同時に、熱処理によりナノ結晶化させた場合化合物が析出し、軟磁気特性の低下の一因となる。また、Ｆｅ量が相対的に減少して飽和磁束密度が低下する。従って、Ｍ４の割合は８原子％以下であるのが望ましい。【００４１】
なお、軟磁性粉末の製造方法、圧粉磁芯の製造方法、インダクタの製造方法は第１の実施形態と同様であるため、説明を省略する。【００４２】
このように、第２の実施形態では、非晶質の軟磁性薄帯や粉末は、Ｐ、Ｂ、Ｃｕを必須成分として含むＦｅ基合金である。従って、第１の実施形態と同様の効果を奏する。また、第２の実施形態によれば、第１の実施形態よりもＦｅ基合金の組成を限定し、Ｍ１を添加している。従って、第１の実施形態と比べて磁歪をより小さくすることができ、また、磁場中熱処理等で誘導磁気異方性を付加することができる。また、第２の実施形態によれば、第１の実施形態よりもＦｅ基合金の組成を限定し、Ｍ２を添加している。従って、第１の実施形態と比べて飽和磁束密度をより高めることができる。また、第２の実施形態によれば、第１の実施形態よりもＦｅ基合金の組成を限定し、Ｍ３を添加している。従って、第１の実施形態と比べて析出した結晶粒をより微細化することができる。更に、第３の実施形態によれば、第１の実施形態よりもＦｅ基合金の組成を限定しＭ４を添加している。従って、第１の実施形態と比べて非晶質形成能をより向上させることができ、磁歪をより小さくすることができ、耐食性をより向上させることができる。【００４３】
以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。【００４４】
（実施例１〜２４、比較例１〜６）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ｃｕ、Ａｌの原料をそれぞれ下記の表１に記載の本発明の実施例１〜２４、及び比較例１〜６の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔｍａｘを測定した。最大厚さｔｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でも非晶質構造が得られ、高い非晶質形成能を有することを意味している。なお、プロファイルの例として、図１に、本発明に包含されるＦｅ７５．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｃｕ０．０９なる組成で調製した厚さ２６０μｍ薄帯のＸ線回折のプロファイルを示す。次に、これらの薄帯についてＤＳＣを用いて４０℃／分（０．６７℃／秒）という条件で、熱的性質について評価を行い、Ｔｘ（結晶化開始温度）、Ｔｇ（ガラス遷移温度）を求め、ＴｘとＴｇからΔＴｘ（過冷却液体領域）を算出した。また完全に非晶質単相である薄帯について、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：Vibrating-Sample Magnetometer）により飽和磁束密度（Ｂｓ）を評価した。本発明の実施例１〜２４、及び比較例１〜６の組成における非晶質合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、最大厚さｔｍａｘ、厚さ４０μｍの薄帯のＸ線回折結果及びその薄帯幅の測定結果をそれぞれ表１に示す。【００４５】
【表１】
2008129803.tif 000003
【００４６】
表１に示されるように、実施例１〜２４の非晶質合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例１と比べて非晶質形成能が高く、４０μｍ以上の最大厚さｔｍａｘを有している。【００４７】
ここで、表１に掲げられた組成のうち、実施例１〜６、比較例２にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｂの含有量であるｃの値を７原子％から２７原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１から６の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合のｃ≦２５の範囲が本発明におけるパラメータｃの条件範囲となる。ｃ＝２７である比較例２の場合は、非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。また実施例６はガラス遷移温度が２０℃未満であることからＢの含有量は２０原子％以下が好ましい。【００４８】
ここで、表１に掲げられた組成のうち、実施例１〜６、比較例３にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｆｅの含有量である１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇの値を６８．９１原子％から７９．９１原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１から６の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合の７０．９１≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇの範囲が本発明におけるパラメータ１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇの条件範囲となる。１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇ＝６８．９１である比較例３の場合は、Ｆｅの含有量の減少により飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。【００４９】
ここで、表１に掲げられた組成のうち、実施例７〜１０、比較例４にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｐの含有量であるｄの値を１原子％から１２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例７から１０の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合のｄ≦１０の範囲が本発明におけるパラメータｄの条件範囲となる。ｄ＝１２である比較例４の場合は、非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００５０】
表１に掲げられた組成のうち、実施例１１〜１６、比較例５にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｃｕの含有量であるｅの値を０．０２５原子％から２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１１〜１６の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合のｅ≦１．５の範囲が本発明におけるパラメータｅの条件範囲となる。ｅ＝２である比較例５の場合は、非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００５１】
表１に掲げられた組成のうち、実施例１７〜２４、比較例６にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ４の含有量であるｇの値を０原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１７〜２４の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合の０≦ｇ≦８の範囲が本発明におけるパラメータｇの条件範囲となる。ｇ＝１０である比較例６の場合は、非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００５２】
（実施例２５〜４７、比較例７〜１６）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ａｌ、Ｃｕの原料をそれぞれ下記の表２に記載の本発明の実施例２５〜４７、及び比較例７〜１６の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔｍａｘを測定した。最大厚さｔｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でも非晶質構造が得られ、高い非晶質形成能を有することを意味している。また完全に非晶質単相である薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。本発明の実施例２５〜４７、及び比較例７〜１６の組成における非晶質合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、最大厚さｔｍａｘ、厚さ３０μｍの薄帯のＸ線回折結果及びその薄帯幅の測定結果をそれぞれ表２に示す。【００５３】
【表２】
2008129803.tif 000004
【００５４】
表２に示されるように、実施例２５〜４７の非晶質合金組成物は、Ｆｅの含有量が７８原子％以上の組成であって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例７と比べて飽和磁束密度Ｂｓが高くいずれも１．５５Ｔ以上であって、更に比較例８、９と比べて非晶質形成能が高く、容易にアモルファス薄帯を作製することが可能な３０μｍ以上の最大厚さｔｍａｘを有している。【００５５】
ここで、表２に掲げられた組成のうち、実施例２５〜２８、比較例１０にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｂ含有量であるｃの値を４原子％から１２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２５から２８の場合は、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の５≦ｃの範囲が本発明におけるパラメータｃの条件範囲となる。ｃ＝４である比較例１０の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の薄帯を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００５６】
ここで、表２に掲げられた組成のうち、実施例２５〜３１、比較例１１にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｐ含有量であるｄの値を０原子％から５原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２５から３１の場合は、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の０．２≦ｄの範囲が本発明におけるパラメータｄの条件範囲となる。ｄ＝０である比較例１１の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の薄帯を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００５７】
ここで、表２に掲げられた組成のうち、実施例３２〜３５、比較例１２、１３にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｃｕの含有量であるｅの値を０原子％から１原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例３２から３５の場合は、Ｂｓ≧１．５５Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の０．０２５≦ｅの範囲が本発明におけるパラメータｅの条件範囲となる。ｅ＝０、１である比較例１２、１３の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の薄帯を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。このようにＣｕは微量の添加でも非晶質形成能に大きな影響を与えるため、特にＦｅの含有量が７８原子％以上の組成領域においてＣｕの含有量であるｅの値は０．０２５原子％以上、０．８原子％以下にすることが好ましい。【００５８】
（実施例４８〜５６、比較例１７、１８）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ｃｕの原料をそれぞれ下記の表３に記載の本発明の実施例４８〜５６、及び比較例１７、１８の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔｍａｘを測定した。最大厚さｔｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でも非晶質構造が得られ、高い非晶質形成能を有することを意味している。また完全に非晶質単相である薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。本発明の実施例４８〜５６、及び比較例１７、１８の組成における非晶質合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、最大厚さｔｍａｘ、厚さ４０μｍの薄帯のＸ線回折結果及びその薄帯幅の測定結果をそれぞれ表３に示す。【００５９】
【表３】
2008129803.tif 000005
【００６０】
表３に示されるように、実施例４８〜５６の非晶質合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例１７と比べて非晶質形成能が高く、４０μｍ以上の最大厚さｔｍａｘを有している。【００６１】
ここで、表３に掲げられた組成のうち、実施例４８〜５６、比較例１８にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ１の含有量であるａの値を０から０．７まで変化させた場合に相当する。このうち実施例４８から５６の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合のａ≦０．５の範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。ａ＝０．７である比較例１８の場合は、飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。またＭ１を過剰に添加するとＢｓの低下が顕著になり、また原料が高価で工業的に好まし、非晶質形成能も低下し始めることから、Ｍ１の含有量であるａの値は０．３以下であることが好ましい。【００６２】
（実施例５７〜９０、比較例１９〜２２）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｙ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙの原料をそれぞれ下記の表４に記載の本発明の実施例５７〜９０、及び比較例１９〜２２の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価することにより、それぞれの薄帯について最大厚さｔｍａｘを測定した。最大厚さｔｍａｘが大きくなることは遅い冷却速度でも非晶質構造が得られ、高い非晶質形成能を有することを意味している。また完全に非晶質単相である薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。本発明の実施例５７〜９０及び比較例１９〜２２の組成における非晶質合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、最大厚さｔｍａｘ、厚さ４０μｍの薄帯のＸ線回折結果及びその薄帯幅の測定結果をそれぞれ表４に示す。【００６３】
【表４】
2008129803.tif 000006
【００６４】
表４に示されるように、実施例５７〜９０の非晶質合金組成物は、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ元素からなる従来の非晶質組成物である比較例１９と比べて非晶質形成能が高く、４０μｍ以上の最大厚さｔｍａｘを有している。【００６５】
ここで、表４に掲げられた組成のうち、実施例５７〜８４、比較例２０、２１にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ２の含有量であるｂの値を０原子％から７原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例５５から７３の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合のｂ≦５の範囲が本発明におけるパラメータｂの条件範囲となる。ｂ＝７である比較例２０、２１の場合は、飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。【００６６】
ここで、表４に掲げられた組成のうち、実施例８５〜９０、比較例２２にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ3の含有量であるｆの値を０原子％から３原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例８５から９０の場合は、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、ｔｍａｘ≧４０μｍの条件を満たしており、この場合のｆ≦２の範囲が本発明におけるパラメータｆの条件範囲となる。ｆ＝３である比較例２２の場合は、飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。【００６７】
（実施例９１〜１５１、比較例２３〜３４）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒの原料をそれぞれ下記の表５−１及び表５−２（以下、２つの表をまとめて「表５」という）に記載の本発明の実施例９１〜１５１、及び比較例２３〜３４の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約３０μｍ、幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価した。また完全に非晶質単相である３０μｍ厚さの薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓ及び直流ＢＨトレーサーにより保磁力Ｈｃを評価した。但し、非晶質形成能が低く、厚さ３０μｍの薄帯を作製できない組成については熱処理後の評価を行っていない。本発明の実施例９１〜１５１、及び比較例２３〜３４の組成における非晶質合金組成物の厚さ３０μｍ薄帯のＸ線回折結果及び熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃの測定結果をそれぞれ表５に示す。また熱処理条件は各試料、結晶化温度以上である６００℃で５分間、Ａｒ雰囲気中で行い、微結晶を析出させた。但し、Ｐの含有量が５原子％以上の実施例については５５０℃で５分間、Ａｒ雰囲気中で熱処理を行い、微結晶を析出させた。【００６８】
【表５−１】
2008129803.tif 000007
【表５−２】
2008129803.tif 000008
【００６９】
表５に示されるように、実施例９１〜１５１の非晶質合金組成物は、結晶化温度以上の温度で熱処理を施すことで、微細な結晶を析出させており、またいずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であって、連続的に薄帯の量産が可能な３０μｍ以上の最大厚さｔｍａｘを有し、更に熱処理後２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃである。ここでｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たすためには厚さ３０μｍ薄帯のＸ線回折結果が非晶質相であればよい。【００７０】
ここで、表５に掲げられた組成のうち、実施例９１〜１０４、比較例２３、２４にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｂの含有量であるｃの値を４原子％から２０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例９１から１０４の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の５≦ｃ≦１８の範囲が本発明におけるパラメータｃの条件範囲となる。ｃ＝４である比較例２３の場合は非晶質形成能が低下し、またｃ＝２０である比較例２４の場合は保磁力Ｈｃが劣化し、上掲の条件を満たしていない。【００７１】
ここで、表５に掲げられた組成のうち、実施例１０５〜１１１、比較例２５、２６にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｐの含有量であるｄの値を０原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１０５から１１１の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の０．２≦ｄ≦８の範囲が本発明におけるパラメータｄの条件範囲となる。ｄ＝０、１０である比較例２５、２６の場合は非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００７２】
ここで、表５に掲げられた組成のうち、実施例１１２〜１１９、比較例２７、２８にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｃｕの含有量であるｅの値を０原子％から１．５原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１１２から１１９の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の０．０２５≦ｅ≦１の範囲が本発明におけるパラメータｅの条件範囲となる。ｅ＝０、１．５である比較例２７、２８の場合は非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００７３】
ここで、表５に掲げられた組成のうち、実施例１２０〜１２８、比較例２９にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ４の含有量であるｇの値を０原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１２０〜１２８の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合のパラメータｇの条件範囲はｇ≦８が好ましい。ｇ＝１０である比較例２９は非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００７４】
ここで、表５に掲げられた組成のうち、実施例１２９〜１４５、比較例３０、３１にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ２の含有量であるｂの値を０原子％から１２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１２９から１４５の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合のパラメータｂの条件範囲は１≦ｂ≦１０が好ましい。ｂ＝０である比較例３０の場合は保磁力Ｈｃが劣化し、またｂ＝１２である比較例３１の場合は非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００７５】
ここで、表５に掲げられた組成のうち、実施例１４６〜１５１、比較例３２にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ３の含有量であるｆの値を０原子％から３原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１４６から１５１の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合のパラメータｆの条件範囲は０≦ｆ≦２が好ましい。ｆ＝３である比較例３２の場合は非晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００７６】
（実施例１５２〜１５８、比較例３５〜３７）
Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒの原料をそれぞれ下記の表６に記載の本発明の実施例１５２〜１５８、及び比較例３５〜３７の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約３０μｍ、幅約３ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面をＸ線回折法で評価した。また完全に非晶質単相である３０μｍ厚さの薄帯について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓ及び直流ＢＨトレーサーにより保磁力Ｈｃを評価した。但し、非晶質形成能が低く、厚さ３０μｍの薄帯を作製できない組成については熱処理後の評価を行っていない。本発明の実施例１５２〜１５８、及び比較例３５〜３７の組成における非晶質合金組成物の厚さ３０μｍ薄帯のＸ線回折結果及び熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃの測定結果をそれぞれ表６に示す。また熱処理条件は各試料、結晶化温度以上である６００℃で５分間、Ａｒ雰囲気中で行い、微結晶を析出させた。【００７７】
【表６】
2008129803.tif 000009
【００７８】
表６に示されるように、実施例１５２〜１５８の非晶質合金組成物は、結晶化温度以上の温度で熱処理を施すことで、微細な結晶を析出させており、またいずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であって、連続的に薄帯の量産が可能な３０μｍ以上の最大厚さｔｍａｘを有し、更に熱処理後２０Ａ／ｍ以下の保磁力Ｈｃである。ここでｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たすためには厚さ３０μｍ薄帯のＸ線回折結果が非晶質相であればよい。【００７９】
ここで、表６に掲げられた組成のうち、実施例１５２〜１５８、比較例３５にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ１の含有量であるａの値を０から０．７まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１５２から１５８の場合は、Ｂｓ≧１．３０Ｔ、ｔｍａｘ≧３０μｍの条件を満たしており、この場合の０≦ａ≦０．５の範囲が本発明におけるパラメータａの条件範囲となる。ａ＝０．７である比較例３５の場合は飽和磁束密度Ｂｓが低下し、上掲の条件を満たしていない。またＭ１を過剰に添加するとＢｓの低下が顕著になり、また原料が高価で工業的に好まし、非晶質形成能も低下し始めることから、Ｍ１の含有量であるａの値は０．３以下であることが好ましい。【００８０】
（実施例１５９〜１９３、比較例３８〜４８）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ａｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌの原料をそれぞれ下記の表７に記載の本発明の実施例１５９〜１９３、及び比較例３８〜４８の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍの軟磁性粉末を作製した。この粉末をＸ線回折法による測定を行い、相の判定を行った。また完全に非晶質単相である粉末について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。但し、非晶質形成能が低く、結晶が析出した軟磁性粉末については評価を行わない。次に、軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率が重量比で、１００／５となるように、熱処理前の粉末とシリコーン樹脂の溶液を混合して造粒し、造粒粉末を成型圧力１０００ＭＰａにてプレス成型し、外形１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚さ３ｍｍのトロイダル形状の成型体（圧粉磁芯）を作製した。そして、各々の成型体に対して、バインダーとしてのシリコーン樹脂を硬化させるための熱処理を施して、評価用の圧粉磁芯を作製した。また、従来材料として、水アトマイズで作製されたＦｅ及びＦｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９組成の粉末についても同様の条件で、成形、熱処理を行い、評価用の圧粉磁芯を作製した。そして、交流ＢＨアナライザーを用いて、１００ｋＨｚ−１００ｍＴの励磁条件で、これら圧粉磁芯の鉄損の測定を行った。このときそれぞれの試料について４００℃で６０分間の熱処理を行った。また、Ｆｅ粉末については５００℃、Ｆｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９粉末については７００℃でそれぞれ６０分間の熱処理を行った。本発明の実施例１５９〜１９３、及び比較例３８〜４８の組成における非晶質合金組成物の粉末のＸ線回折結果及び熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓと鉄損Ｐｃｖの測定結果をそれぞれ表７に示す。【００８１】
【表７】
2008129803.tif 000010
【００８２】
表７に示されるように、実施例１５９〜１９３の非晶質合金組成物は、水アトマイズ法で平均粒径１０μｍの非晶質単相の粉末を作製することが可能であり、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であって、更に熱処理後において４９００ｍＷ／ｃｃ未満の鉄損Ｐｃｖである。【００８３】
ここで、表７に掲げられた組成のうち、実施例１５９〜１６６、比較例３９、４０にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｂの含有量であるｃの値を３原子％から２２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１５９から１６６の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の５≦ｃ≦２０の範囲が本発明におけるパラメータｃの条件範囲となる。ｃ＝３、２２である比較例３９、４０の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の軟磁性粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００８４】
ここで、表７に掲げられた組成のうち、実施例１６７〜１７１、比較例４１、４２にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｐの含有量であるｄの値を０原子％から１２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１６７から１７１の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の０．２≦ｄ≦１０の範囲が本発明におけるパラメータｄの条件範囲となる。ｄ＝０、１２である比較例４１、４２の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の軟磁性粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００８５】
ここで、表７に掲げられた組成のうち、実施例１７２〜１７７、比較例４３、４４にかかるものは、(Ｆｅ１−ａＭ１ａ)１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｃｕの含有量であるｅの値を０原子％から１．５原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１７２から１７７の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合のｅ≦１の範囲が本発明におけるパラメータｅの条件範囲となる。ｅ＝０、１．５である比較例４３、４４の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の軟磁性粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００８６】
ここで、表７に掲げられた組成のうち、実施例１７８〜１８５、比較例４５にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ４の含有量であるｇの値を０原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１７８から１８５の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合のｇ≦８の範囲が本発明におけるパラメータｇの条件範囲となる。ｇ＝１０である比較例４５の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の軟磁性粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００８７】
ここで、表７に掲げられた組成のうち、実施例１５９、１８６〜１９３、比較例４６にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ２の含有量であるｂの値を０原子％から６原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１５９及び１８６から１９３の場合は非晶質単相の粉末を得ることができ、Ｂｓ≧１．２０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の０≦ｂ≦５の範囲が本発明におけるパラメータｂの条件範囲となる。ｂ＝６である比較例４６の場合は、飽和磁束密度が低下し、上掲の条件を満たしていない。【００８８】
（実施例１９４〜２４２、比較例４９〜６２）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｃ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、ｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｐｄの原料をそれぞれ下記の表８−１及び表８−２（以下、２つの表をまとめて「表８」という）に記載の本発明の実施例１９４〜２４２、及び比較例４９〜６２の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍの軟磁性粉末を作製した。この粉末をＸ線回折法による測定を行い、相の判定を行なった。なお、プロファイルの例として、図１に、本発明に包含されるＦｅ７９．９１Ｂ１０Ｐ２Ｓｉ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９なる組成で調製した軟磁性粉末の熱処理前のＸ線回折のプロファイルを示す。図１に示したように、ブロードなピークのみになる状態であり、「非晶質相」と判定されるものである。また完全に非晶質単相である粉末について、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。但し、非晶質形成能が低く、結晶が析出した軟磁性粉末については評価を行わない。次に、軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率が重量比で、１００／５となるように、熱処理前の粉末とシリコーン樹脂の溶液を混合して造粒し、造粒粉末を成型圧力１０００ＭＰａにてプレス成型し、外形１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚さ３ｍｍのトロイダル形状の成型体（圧粉磁芯）を作製した。そして、各々の成型体に対して、バインダーとしてのシリコーン樹脂を硬化させるための熱処理を施して、評価用の圧粉磁芯を作製した。圧粉磁芯を作製した。また、従来材料として、水アトマイズで作製されたＦｅ及びＦｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９組成の粉末についても同様の条件で、成形、熱処理を行い、評価用の圧粉磁芯を作製した。そして、交流ＢＨアナライザーを用いて、１００ｋＨｚ−１００ｍＴの励磁条件で、これら圧粉磁芯の鉄損の測定を行った。このときそれぞれの試料について６００℃で１０分間の熱処理を行い、微結晶を析出させた。また、Ｆｅ粉末については５００℃、Ｆｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９粉末については７００℃でそれぞれ６０分間の熱処理を行い、微結晶を析出させた。本発明の実施例１９４〜２４２、及び比較例４９〜６２の組成における非晶質合金組成物の粉末のＸ線回折結果及び熱処理後の飽和磁束密度Ｂｓ及び鉄損Ｐｃｖの測定結果をそれぞれ表８に示す。【００８９】
【表８−１】
2008129803.tif 000011
【表８−２】
2008129803.tif 000012
【００９０】
表８に示されるように、実施例１９４〜２４２の非晶質合金組成物は、水アトマイズ法で平均粒径１０μｍの非晶質単相の粉末を作製することが可能であり、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であり、４９００ｍＷ／ｃｃ未満の鉄損Ｐｃｖである。【００９１】
ここで、表８に掲げられた組成のうち、実施例１９４〜２００、比較例４９、５０にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｂの含有量であるｃの値を４原子％から２０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例１９４から２００の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、熱処理後Ｂｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合のｃ≦１８の範囲が本発明におけるパラメータｃの条件範囲となる。ｃ＝４、２０である比較例４９、５０の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００９２】
ここで、表８に掲げられた組成のうち、実施例２０１〜２０７、比較例５１、５２にかかるものは、(Ｆｅ１−ａＭ１ａ)１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｐの含有量であるｄの値を０原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２０１から２０７の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、熱処理後Ｂｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の０．２≦ｄ≦８の範囲が本発明におけるパラメータｄの条件範囲となる。ｄ＝０である比較例５１の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の粉末を得ることができず、またｄ＝１０である比較例５２の場合は、Ｐの含有量が過剰であるため鉄損Ｐｃｖが劣化し、上掲の条件を満たしていない。または鉄損Ｐｃｖをより低減させるにはＰの含有量は５原子％以下が好ましい。【００９３】
ここで、表８に掲げられた組成のうち、実施例２０８〜２１４、比較例５３、５４にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｃｕの含有量であるｅの値を０原子％から１．５原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２０８から２１４の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、熱処理後Ｂｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の０．０２５≦ｅ≦１．０の範囲が本発明におけるパラメータｅの条件範囲となる。ｅ＝０、１．５である比較例５３、５４の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００９４】
ここで、表８に掲げられた組成のうち、実施例２１５〜２２８、比較例５５にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ４の含有量であるｇの値を０原子％から１０原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２１５から２２８の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、熱処理後Ｂｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の０≦ｇ≦８の範囲が本発明におけるパラメータｇの条件範囲となる。ｇ＝１０である比較例５５の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００９５】
ここで、表８に掲げられた組成のうち、実施例２２９〜２３９、比較例５６、５７にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ２の含有量であるｂの値を０原子％から１２原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２２９から２３９の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、熱処理後Ｂｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の１≦ｂ≦１０の範囲が本発明におけるパラメータｂの条件範囲となる。ｂ＝０である比較例５６の場合は、鉄損Ｐｃｖも劣化してしまい、ｂ＝１２である比較例５７の場合は、Ｎｂの含有量が過剰になったため飽和磁束密度Ｂｓが低下し、また鉄損Ｐｃｖも劣化したため、上掲の条件を満たしていない。【００９６】
ここで、表８に掲げられた組成のうち、実施例２４０〜２４２、比較例５８にかかるものは、（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇにおいて、Ｍ３の含有量であるｆの値を０原子％から３原子％まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２４０から２４２の場合は、非晶質単相の粉末を得ることができ、熱処理後Ｂｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、この場合の０≦ｆ≦２の範囲が本発明におけるパラメータｆの条件範囲となる。ｆ＝３である比較例５８の場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の粉末を得ることができず、上掲の条件を満たしていない。【００９７】
（実施例２４３〜２５１、比較例６３）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒの原料をそれぞれ下記の表９に記載の本発明の実施例２４３〜２５１、及び比較例６３の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約３０μｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。この薄帯表面をＸ線回折法による測定を行い、非晶質単相であることを確認し、さらにＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。また連続薄帯を長さ約３ｃｍに切断し、６０℃−９５％ＲＨの条件における恒温高湿試験を行い、２４時間後及び１００時間後の薄帯表面の変色の有無を評価した。さらに母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍの軟磁性粉末を作製した。水アトマイズ上がりのこの粉末の表面状態を観察し、またＸ線回折法による測定を行い、非晶質単相であることを確認した。本発明の実施例２４３〜２５１、及び比較例６３の組成における薄帯の飽和磁束密度Ｂｓと恒温高湿試験後の表面状態およびアトマイズ上りの粉末の表面状態の観察結果をそれぞれ表９に示す。【００９８】
【表９】
2008129803.tif 000013
【００９９】
表９に示されるように、実施例２４３〜２５１の非晶質合金組成物は、単ロール液体急冷法で厚さ３０μｍの非晶質単相の連続薄帯及び水アトマイズ法で平均粒径１０μｍの非晶質単相の粉末を作製することが可能であり、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上である。また比較例６３はＣｒの過剰添加により飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ未満である。実施例２４３〜２５１及び比較例６３について耐食性を評価するとは恒温高湿試験後の薄帯およびアトマイズ後に粉末が変色しているＣｒの含有していない実施例２４３は磁気特性については変化ないものの外観上好ましくない。Ｃｒは０．１原子％以上が好ましく、更に１原子％以上が好ましい。また比較例６３においてはＭ２の含有量が５原子％を超え、飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ未満であり、上掲の条件を満たしていない。【０１００】
（実施例２５２〜２５８、比較例６４）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒの原料をそれぞれ下記の表１０に記載の本発明の実施例２５２〜２５８、及び比較例６４の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ約３０μｍ、幅約５ｍｍ、長さ約５ｍの連続薄帯を作製した。さらに６００℃で５分間、Ａｒ雰囲気中で熱処理を行い、ナノ結晶を析出させた。この薄帯をＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価し、また６０℃−９５％ＲＨの条件における恒温高湿試験を行い、２４時間後及び１００時間後の薄帯表面の変色の有無を評価した。さらに母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍの軟磁性粉末を作製した。水アトマイズ上がりのこの粉末の表面状態を観察し、またＸ線回折法による測定を行い、非晶質単相であることを確認した。本発明の実施例２５２〜２５８、及び比較例６４の組成における薄帯の飽和磁束密度Ｂｓと恒温高湿試験後の表面状態およびアトマイズ上りの粉末の表面状態の観察結果をそれぞれ表１０に示す。【０１０１】
【表１０】
2008129803.tif 000014
【０１０２】
表１０に示されるように、実施例２５２〜２５８の非晶質合金組成物は、単ロール液体急冷法で厚さ３０μｍの非晶質単相の連続薄帯及び水アトマイズ法で平均粒径１０μｍの非晶質単相の粉末を作製することが可能であり、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上である。また比較例６４はＣｒの過剰添加により飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ未満である。実施例２５２〜２５８及び比較例６４について耐食性を評価するとＣｒの含有していない実施例２５２は磁気特性については変化ないものの外観上好ましくない。Ｃｒは０．１原子％以上が好ましく、更に１原子％以上が好ましい。また比較例６４においてはＭ２の含有量が１２原子％を超え、飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ未満であり、上掲の条件を満たしていない。【０１０３】
（実施例２５９〜２６６）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒの原料をそれぞれ下記の表１１に記載の本発明の実施例２５９〜２６６の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２５μｍ、幅約５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。この薄帯について抵抗計を用いて比抵抗を評価した。更に薄帯を内径１５ｍｍ、外径２５ｍｍ、高さ５ｍｍの巻磁芯を作製し、インピーダンスアナライザーを用いて１０ｋＨｚと１００ｋＨｚの初透磁率を評価した。また熱処理条件は実施例２５９〜２６２までの各試料については４００℃で６０分間、Ａｒ雰囲気中で行い、内部応力を緩和させ、実施例２６３〜２６６までの各試料については６００℃で５分間、Ａｒ雰囲気中で行い、ナノ結晶を析出させている。本発明の実施例２５９〜２６６の組成における軟磁性合金組成物の比抵抗、及び１０ｋＨｚと１００ｋＨｚにおける初透磁率及び１０ｋHzから１００ｋHzへの高周波化における初透磁率の減少率の評価結果をそれぞれ表１１に示す。【０１０４】
【表１１】
2008129803.tif 000015
【０１０５】
表１１に示される実施例２５９〜２６６について比抵抗と初透磁率を評価すると、Ｃｒの含有していない実施例２５９、２６３はＣｒの含有している組成と比較して比抵抗が低く、またその初透磁率も高周波数領域で減少率が５０％以上と大きいため、Ｃｒは０．１原子％以上が好ましい。【０１０６】
（実施例２６７〜２７７、比較例６５〜７６）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒの原料をＦｅ７３．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｎｂ１Ｃｒ１Ｃｕ０．０９、Ｆｅ７９．９１Ｂ１２Ｐ３Ｎｂ５Ｃｕ０．０９及びＦｅ７９．９１Ｂ１０Ｐ２Ｓｉ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均粒径１０μｍの軟磁性粉末を作製した。この粉末をＸ線回折法による測定を行い、非晶質単相であることを確認した。次に、軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率が重量比で、１００／５となるように、熱処理前の粉末とシリコーン樹脂の溶液を混合して造粒し、造粒粉末を成型圧力１０００ＭＰａにてプレス成型し、外形１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚さ３ｍｍのトロイダル形状の成型体（圧粉磁芯）を作製した。そして、各々の成型体に対して、バインダーとしてのシリコーン樹脂を硬化させるための熱処理を施して、評価用の圧粉磁芯を作製した。更に粉末及び作製した圧粉磁芯について２００、３００、４００、５００、６００、７００、８００℃でＦｅ７３．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｎｂ１Ｃｒ１Ｃｕ０．０９組成については各６０分、Ｆｅ７９．９１Ｂ１２Ｐ３Ｎｂ５Ｃｕ０．０９及びＦｅ７９．９１Ｂ１０Ｐ２Ｓｉ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９組成については各１０分間熱処理を施し評価用試料とする。また、従来材料として、水アトマイズで作製されたＦｅ及びＦｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９組成の粉末についても、同様の条件で、成形を行い、Ｆｅ粉末については５００℃、Ｆｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９粉末については７００℃でそれぞれ６０分間の熱処理を行った。次に熱処理を施した粉末に対してＸ線回折法による測定を行い、得られたＸ線回折ピークの半値幅からシェラーの式を用いて析出したナノ結晶の結晶粒径を求め、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを評価した。また圧粉磁芯の試料はＢＨアナライザーを用いて、１００ｋＨｚ−１００ｍＴの励磁条件で鉄損の測定を行った。本発明の実施例２６７〜２７７、及び比較例６５〜７６の組成における非晶質合金組成物の熱処理条件に対する粉末の飽和磁束密度Ｂｓ、平均結晶粒径及び圧粉磁芯の鉄損Ｐｃｖの測定結果をそれぞれ表１２に示す。【０１０７】
【表１２】
2008129803.tif 000016
【０１０８】
表１２に示されるように、実施例２６７〜２７０の非晶質合金組成物はいずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であり、また実施例２７１〜２７７のナノ結晶組成物は適切な熱処理を施すことでいずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．３０Ｔ以上であり、且つ、いずれも４９００ｍＷ／ｃｃ未満の鉄損Ｐｃｖとなる。【０１０９】
ここで、表１２にＦｅ７３．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｎｂ１Ｃｒ１Ｃｕ０．０９組成の熱処理条件のうち、実施例２６７〜２７０、比較例６５から６７にかかるものは、２００℃から８００℃の熱処理温度に相当する。このうち実施例２６７から２７０の場合は、熱処理後においてＢｓ≧１．２０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、非晶質相として用いる合金組成物としては６００℃以下の範囲が本発明における熱処理条件として好ましい。熱処理温度が２００℃である比較例６５の場合は熱処理温度が低いため成形時に印加した内部応力が緩和できず鉄損Ｐｃｖが劣化し、また熱処理条件が７００〜８００℃である比較例６６、６７の場合は、結晶化温度以上の熱処理条件であり、本組成では析出した結晶が粗大化したため鉄損Ｐｃｖが劣化し、上掲の条件を満たしていない。【０１１０】
ここで、表１２に掲げられたＦｅ７９．９１Ｂ１２Ｐ３Ｎｂ５Ｃｕ０．０９、Ｆｅ７９．９１Ｂ１０Ｐ２Ｓｉ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９組成の熱処理条件のうち、実施例２７１〜２７７、比較例６８〜７４にかかるものは、２００℃から８００℃の熱処理温度に相当する。このうち実施例２７１から２７７の場合は、熱処理後においてＢｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、非晶質相から熱処理によりナノ結晶を析出させる合金組成物としては４００℃から７００℃の範囲が本発明における熱処理条件として好ましい。熱処理温度が低い比較例６８〜７０、７２、７３の場合はナノ結晶が析出しないため飽和磁束密度Ｂｓが低く、また熱処理条件が８００℃である比較例７１、７４の場合は、熱処理温度が高温により結晶が粗大化したため鉄損Ｐｃｖが劣化し、上掲の条件を満たしていない。【０１１１】
ここで、表１２に掲げられた実施例２６７〜２７７、比較例６５〜７４にかかるものは、２２０ｎｍまでの平均結晶粒径に相当する。このうち実施例２６７から２７７の場合は、熱処理後においてＢｓ≧１．３０Ｔ、Ｐｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、非晶質相から熱処理によりナノ結晶を析出させる合金組成物としては５０ｎｍの範囲が本発明における平均結晶粒径の範囲となる。平均結晶粒径が５０ｎｍを超える比較例６６、６７、７１、７４の場合は鉄損Ｐｃｖが劣化し、上掲の条件を満たしていない。【０１１２】
（実施例２７８〜２８７、比較例７７〜８０）
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒの原料をＦｅ７３．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｎｂ１Ｃｒ１Ｃｕ０．０９及びＦｅ７９．９Ｓｉ２Ｂ１０Ｐ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し、更に分級を行うことで平均粒径１〜２００μｍの軟磁性粉末を作製した。この粉末をＸ線回折法による測定を行い、非晶質単相であることを確認した。次に、軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率が重量比で、１００／５となるように、熱処理前の粉末とシリコーン樹脂の溶液を混合して造粒し、造粒粉末を成型圧力１０００ＭＰａにてプレス成型し、外形１８ｍｍ、内径１２ｍｍ、厚さ３ｍｍのトロイダル形状の成型体（圧粉磁芯）を作製した。そして、各々の成型体に対して、バインダーとしてのシリコーン樹脂を硬化させるための熱処理を施して、評価用の圧粉磁芯を作製した。更に作製した圧粉磁芯についてＦｅ７３．９１Ｂ１１Ｐ６Ｓｉ７Ｎｂ１Ｃｒ１Ｃｕ０．０９組成は４００℃で６０分間、またＦｅ７９．９Ｓｉ２Ｂ１０Ｐ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９組成は６００℃で１０分間熱処理を施し評価用試料とする。また、従来材料として、水アトマイズで作製されたＦｅ及びＦｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９組成の粉末についても、同様の条件で、成形を行い、Ｆｅ粉末については５００℃、Ｆｅ８８Ｓｉ３Ｃｒ９粉末については７００℃でそれぞれ６０分間の熱処理を行った。また圧粉磁芯の試料はＢＨアナライザーを用いて、１００ｋＨｚ−１００ｍＴの励磁条件で鉄損の測定を行った。本発明の実施例２７８〜２８７、及び比較例７７〜８０の組成における非晶質合金組成物の粉末粒径及び圧粉磁芯の鉄損Ｐｃｖの測定結果をそれぞれ表１３に示す。【０１１３】
【表１３】
2008129803.tif 000017
【０１１４】
表１３に示されるように、実施例２７８〜２８７の非晶質合金組成物は、適切な軟磁性粉末の粉末粒径を使用することでいずれも４９００ｍＷ／ｃｃ未満の鉄損Ｐｃｖとなる。【０１１５】
ここで、表１３に掲げられた組成のうち、実施例２７８〜２８７、比較例７７、７８にかかるものは、１μｍから２２５μｍの粉末粒径に相当する。このうち実施例２７８から２８７の場合はＰｃｖ＜４９００ｍＷ／ｃｃの条件を満たしており、１５０μｍ以下の範囲が本発明における粉末粒径の範囲となる。粉末の平均粒径が２２０、２２５μｍである比較例７７、７８の場合は鉄損Ｐｃｖが劣化し、上掲の条件を満たしていない。【０１１６】
（実施例２８８）
次に、本発明の軟磁性粉末を成形して得られる圧粉磁芯にコイルを配置したインダクタを作製し、評価を行った結果について説明する。なお、作製したインダクタは、圧粉磁芯内部にコイルが内蔵された、一体成形型のインダクタである。図２は本実施例のインダクタを示す図で、図２（ａ）はコイルを透視した斜視図、図２（ｂ）は同じくコイルを透視した側面図である。なお、図２において、１は圧粉磁芯で、輪郭を破線で示してあり、２はコイル、３は表面実装用の端子である。まず、本発明材として実施例２に示したＦｅ７９．９Ｓｉ２Ｂ１０Ｐ２Ｎｂ５Ｃｒ１Ｃｕ０．０９なる組成になるように秤量した試料を用意した。次に、この試料をアルミナ坩堝内で真空引きした後、減圧Ａｒ雰囲気中、高周波加熱にて溶解し母合金を作製した。その後、作製した母合金を用い水アトマイズ法により平均粒径１０μｍの粉末を作製した。次に、これらの粉末について６００℃で１５分間の熱処理を施し、原料粉末を作製した。この原料粉末にバインダーとしてシリコーン樹脂の溶液を加え、均一になるまで混合混練しながら造粒を行い、乾燥によって溶媒を除き、造粒原料粉末を得た。なお、軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率は、重量比で、１００／５とした。次に、コイルとして、図２に示すコイル２を用意した。コイル２は、断面形状が２．０×０．６ｍｍで、表面に厚さが２０μｍのポリアミドイミドからなる絶縁層を有する平角導体を、エッジワイズ巻きにしたもので、巻数は３．５ターンである。このコイル２を予め金型内に配置した状態で、金型のキャビティに前記の原料粉末を充填し、８００ＭＰａの圧力で成形を行った。次に、成形体を金型から抜き出して、バインダーの硬化処理を行い、コイル端末の成形体外部に延在する部分にフォーミング加工を施し、表面実装用端子３とした後、４００℃で１５分間の熱処理を施した。このようにして得られたインダクタについて、直流重畳特性と実装効率を測定した。図３には、本実施例のインダクタの直流重畳特性を、図４には、本実施例のインダクタの実装効率を示した。ここでは実施例を実線で、比較例を破線で示した。なお、図３における比較例とは、軟磁性粉末として、Ｆｅ基非晶質粉末とＦｅ粉末を、重量比で６／４の比率で混合した粉末を用いた他は、本実施例と同様にして調製したインダクタのことである。また、図５に示すインダクタの実装効率では実施例、比較例のインダクタがともにＬ＝０．６μＨになるように成形圧力を調整した。図３、図４から明らかなように、実施例のインダクタは、比較例よりも優れた特性を示していた。【０１１７】
（実施例２８９〜２９１、比較例８１〜８３）
Ｆｅ、Ｂ、Ｆｅ７５Ｐ２５、Ｓｉ、Ｆｅ８０Ｃ２０、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｇａ、Ａｌの原料をそれぞれ下記の表１４に記載の本発明の実施例２８９〜２９１、及び比較例８１〜８３の合金組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャンバー内に配置して真空引きを行い、その後減圧Ａｒ雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解して母合金を作製した。この母合金を銅鋳型鋳造法にて直径１ｍｍの円柱状及び厚さ０．３ｍｍ、幅５ｍｍの板形状の穴を持つ銅鋳型にそれぞれ鋳込み、種々の直径で長さ約１５ｍｍの棒状試料を作製した。これら棒状試料の断面をＸ線回折法にて評価することにより、非晶質単相であるか結晶相であるかの判断をした。更にＤＳＣによりガラス遷移温度Ｔｇ、結晶化温度Ｔｘの測定から過冷却液体領域ΔＴｘを算出する一方、ＶＳＭにより飽和磁束密度Ｂｓを測定した。本発明の実施例２８９〜２９１及び比較例８１〜８３の組成における非晶質合金組成物の飽和磁束密度Ｂｓ、過冷却液体領域ΔＴｘ及び直径１ｍｍ棒材と厚さ０．３ｍｍ板材のＸ線回折の測定結果をそれぞれ表１４に示す。【０１１８】
【表１４】
2008129803.tif 000018
【０１１９】
表１４に示されるように、実施例２８９〜２９１の非晶質合金組成物は、銅鋳型鋳造法で厚さ０．３ｍｍ以上の板状または直径１ｍｍ以上棒状の非晶質単相の部材を作製することが可能であり、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上である。比較例８１は非晶質形成能が低く、また比較例８２、８３は飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ未満であり、上掲の条件を満たしていない。【０１２０】
表１４に示されるように、実施例２８９〜２９１、比較例８１〜８３にかかるものは、過冷却液体領域ΔＴｘを０から５５℃まで変化させた場合に相当する。このうち実施例２８９から２９１の場合は銅鋳型鋳造法で厚さ０．３ｍｍ以上の板状または直径１ｍｍ以上棒状の非晶質単相の部材を作製することが可能であり、いずれも飽和磁束密度Ｂｓが１．２０Ｔ以上であり、この場合過冷却液体領域は２０℃以上が望ましい。また銅鋳型鋳造法で厚さ０．３ｍｍ以上の板状または直径１ｍｍ以上棒状の非晶質単相の部材を作製することが可能であり、過冷却液体領域を有する合金組成は容易に粉末や薄帯を作製することが可能である。【０１２１】
以上の結果から分かるように、第１の実施形態及び第２の実施形態に係る軟磁性合金は、組成を限定することにより非晶質形成能に優れ、粉末及び薄帯、バルク材の種々の部材を得ることができ、また適切な熱処理を施すことによって優れた軟磁気特性を得ると同時に、更に組成を限定することで非晶質相中に５０ｎｍ以下の微細な結晶粒を析出させることにより高飽和磁束密度を得ることができることが分かった。また、第１の実施形態及び第２の実施形態に係る軟磁性薄帯、粉末を用いることにより、高透磁率、低鉄損の巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などを得ることができることがわかった。更に、得られた巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などを用いて作製したインダクタは、従来材料を用いて作製されたインダクタよりも優れた特性を示すことがわかった。従って、本発明の軟磁性合金は、重要な電子部品であるインダクタの原料として用いることにより、インダクタ特性向上、小型軽量化に大きく寄与すると考えられる。特に実装効率の向上は、省エネルギーについての寄与が大きいと言えるもので、環境問題の上からも有用である。以上、添付図面を参照しながら、本発明の実施形態及び実施例を説明したが、本発明の技術的範囲は、前述した実施形態及び実施例に左右されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【図１】
2008129803.tif 000019
【図２（ａ）】
2008129803.tif 000020
【図２（ｂ）】
2008129803.tif 000021
【図３】
2008129803.tif 000022
【図４】
2008129803.tif 000023
【手続補正書】
【提出日】平成20年8月28日(2008.8.28)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
７０原子％以上のＦｅ、５〜２５原子％のＢ、１．５原子％以下（０を含まない）のＣｕ、１０原子％以下（０を含まない）のＰを含む、溶融状態のＦｅ基合金組成物を急冷凝固させてなる軟磁性合金。
【請求項２】
非晶質相を有する請求項１記載の軟磁性合金。
【請求項３】
非晶質相と前記非晶質相中に分散された平均粒径５０ｎｍ以下のα―Ｆｅの結晶相とを有する混相組織を有する請求項１記載の軟磁性合金。
【請求項４】
前記Ｆｅ基合金組成物は、下記に示される組成の成分を有する、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の軟磁性合金。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ
ここで、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦１０、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値であり、白金族元素はＰｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｏｓからなり、希土類元素はＳｃ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ、Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕからなる。
【請求項５】
下記に示される組成の成分を有する、請求項２に記載の軟磁性合金。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ
ここで、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦５、５≦ｃ≦２５、０．２≦ｄ≦１０、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、１≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値である。
【請求項６】
下記に示される組成の成分を有する、請求項３に記載の軟磁性合金。
（Ｆｅ１−ａＭ１ａ）１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ３ｆＭ４ｇ
ここで、Ｍ１はＣｏ、Ｎｉの少なくともいずれか一方の元素、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ３は白金族元素、希土類元素、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｂａからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、１≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦１８、０．２≦ｄ≦８、０．０２５≦ｅ≦１、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｆ−ｇを満たす数値である。
【請求項７】
下記に示される組成の成分を有する、請求項３に記載の軟磁性合金。
Ｆｅ１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｇＭ２ｂＢｃＰｄＣｕｅＭ４ｇ
ここで、Ｍ２はＮｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ４はＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｇはそれぞれ、１≦ｂ≦１０、５≦ｃ≦１８、０．２≦ｄ≦５、０．０２５≦ｅ≦１、０≦ｇ≦８、７０≦１００−ｂ−ｃ−ｄ−ｅ−ｇを満たす数値である。
【請求項８】
Ｍ２元素には０．１原子％以上のＣｒ元素が含まれる、請求項４乃至請求項７のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項９】
Ｍ２元素には１．０原子％以上のＣｒ元素が含まれる、請求項８に記載の軟磁性合金。
【請求項１０】
ΔＴｘ（過冷却液体領域）＝Ｔｘ（結晶化開始温度）−Ｔｇ（ガラス遷移温度）で表される過冷却液体領域を有する、請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項１１】
前記ΔＴｘ（過冷却液体領域）は２０℃以上である、請求項１０記載の軟磁性合金。
【請求項１２】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、厚さが１０μｍ以上、３００μｍ以下である、軟磁性薄帯。
【請求項１３】
請求項１２に記載の軟磁性薄帯からなる巻磁芯又は積層磁芯。
【請求項１４】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、厚さ０．３ｍｍ以上の板状又は外径１ｍｍ以上の棒状形状を有する、軟磁性部材。
【請求項１５】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、厚さ１ｍｍ以上の板状又は棒状の部位を一部に有する、軟磁性部材。
【請求項１６】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、平均粒径１μｍ以上、１５０μｍ以下である、軟磁性粉末。
【請求項１７】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、水アトマイズ法により作製された、軟磁性粉末。
【請求項１８】
請求項１６又は請求項１７に記載の軟磁性粉末と前記軟磁性粉末を絶縁・結合する結合剤とを主とする混合物を成型してなる、圧粉磁芯。
【請求項１９】
請求項１３又は請求項１８に記載の巻磁芯若しくは積層磁芯又は圧粉磁芯をコイルの近傍に配置してなる、インダクタ。
【請求項２０】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載のＦｅ基合金組成物であって溶融状態のＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて薄帯又は粉末となす工程（ａ）と、
前記粉末を４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程（ｂ）と、
を有する、軟磁性薄帯又は粉末の製造方法。
【請求項２１】
請求項１３又は請求項１８に記載の巻磁芯若しくは積層磁芯又は圧粉磁芯を、４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程を有する、巻磁芯若しくは積層磁芯又は圧粉磁芯の製造方法。
【請求項２２】
請求項１６又は請求項１７に記載の軟磁性粉末と、前記軟磁性粉末を絶縁・結合する結合剤とを主とする混合物を成型して圧粉体を得る工程（ｃ）と、
コイルの近傍に前記圧粉体を配置する工程（ｄ）と、
前記圧粉体を４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程（ｅ）と、
を有する、インダクタの製造方法。
【請求項２３】
請求項１６又は請求項１７に記載の軟磁性粉末と、前記軟磁性粉末を絶縁・結合する結合剤とを主とする混合物をコイルと一体に成型して一体成型体を得る工程（ｆ）と、
前記一体成型体を４００℃以上、７００℃以下の温度で熱処理をする工程（ｇ）と、
を有する、インダクタの製造方法。
【請求項２４】
請求項２、請求項４又は請求項５に記載の軟磁性合金を用いた巻磁芯若しくは積層磁芯、圧粉磁芯又はインダクタの製造方法であって、３００℃以上、６００℃以下の温度で熱処理をする工程を有する、巻磁芯若しくは積層磁芯、圧粉磁芯又はインダクタの製造方法。
【国際調査報告】
2008129803.tif 000024
2008129803.tif 000025
2008129803.tif 000026
2008129803.tif 000027