(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
非晶質相を主相とする組成式ＦｅａＰｂＳｉＸＢＹＣＺＣｕｃの合金組成物であって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであるナノヘテロ構造を有し、７９≦ａ≦８６ａｔ％、１０＜ｂ≦１５ａｔ％、１≦Ｙ≦５ａｔ％、０＜Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０ａｔ％、０．４≦ｃ≦２．０ａｔ％である合金組成物。
【請求項２】
請求項１記載の合金組成物であって、８１≦ａ≦８６ａｔ％、ｂ≦１３ａｔ％、２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦８ａｔ％である合金組成物。
【請求項３】
請求項１又は請求項２記載の合金組成物であって、０．５≦ｃ≦１．４ａｔ％であり、ＰとＣｕの比が０．０４≦ｃ／ｂ≦０．１を満たす合金組成物。
【請求項４】
請求項３記載の合金組成物であって、０．５≦ｃ≦１．１ａｔ％であり、ＰとＣｕの比が０．０５≦ｃ／ｂ≦０．０８を満たす合金組成物。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｘ≦２ａｔ％、Ｙ≦４ａｔ％、Ｚ≦５ａｔ％である合金組成物。
【請求項６】
請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの３０ａｔ％以下を、Ｃｏ、Ｎｉ元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物。
【請求項７】
請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の合金組成物であって、Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｖ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ、希土類元素、Ａｕ、白金族元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物。
【請求項８】
請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の合金組成物であって、連続薄帯形状を有する合金組成物。
【請求項９】
請求項８に記載の合金組成物であって、１８０度曲げ試験時において密着曲げ可能である合金組成物。
【請求項１０】
請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の合金組成物であって、粉末形状を有する合金組成物。
【請求項１１】
請求項１乃至請求項１０のいずれかに記載の合金組成物であって、融解開始温度（Ｔｍ）が１１５０℃以下である合金組成物。
【請求項１２】
請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の合金組成物であって、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）との差（ΔＴ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１）が５０℃〜２００℃である合金組成物。
【請求項１３】
請求項１乃至請求項１２のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上で第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で前記合金組成物を熱処理するステップを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法。
【請求項１４】
請求項１乃至請求項１２のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上で第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で前記合金組成物を熱処理してＦｅ基ナノ結晶合金を得るステップと、前記Ｆｅ基ナノ結晶合金を用いて磁気コアを作製するステップとを含む、磁性部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、トランスやチョークコイル、インダクタ、リアクトル用磁心などの使用に好適である、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ナノ結晶合金を得る際、ＮｂやＺｒを添加することで結晶粒成長を抑制できることが知られている。しかしながらＮｂやＺｒを添加した場合、飽和磁束密度の低下、融点の上昇、酸化し易さ、高価格化等の問題が生じる。このような問題を解決するため、例えば特許文献１には、Ｆｅ、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃ、Ｃｕからなり、高い飽和磁束密度を有するＦｅ基ナノ結晶合金が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１１−１９５９３６号公報
【特許文献２】国際公開第２０１１／０２４５８０号
【特許文献３】特開２０１２−１２６９９号公報
【特許文献４】特開２０１１−２５６４５３号公報
【特許文献５】特開２０１０−７０８５２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１に開示されているような、ＮｂやＺｒのような結晶粒成長を抑制する元素を含まないＦｅ基ナノ結晶合金については、ナノ結晶を析出させる際の昇温速度を遅くした場合に、結晶が粗大化し、これにより軟磁気特性が劣化するおそれがある。従って、ナノ結晶を微細化するために高速昇温する必要がある。しかしながら、高速昇温した場合、結晶化に伴う発熱により合金内部の温度が上昇して化合物相が析出し、これにより軟磁気特性が劣化するおそれがある。
【０００５】
そこで、本発明は、昇温速度が遅い場合であっても高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金と、それを製造する方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、鋭意検討の結果、Ｆｅ−Ｂ−ＰにＣｕを加えたアモルファス相（非晶質相）を主相とする特定の合金組成物が、所望のＦｅ基ナノ結晶合金を得るための出発原料として用いることができることを見出した。特に、Ｐ量を所定の範囲内において大きくすることで、昇温速度を遅くした場合であっても結晶粒の成長を抑制できることを見出した。加えて、昇温速度を遅くすることで、ナノ結晶の析出に伴う発熱が効果的に放熱される。従って、発熱による温度上昇が抑制され、発熱による結晶粒の粗大化や化合物の生成を抑制することができる。
【０００７】
詳しくは、特定の合金組成物は、所定の組成式で表されるものであり、非晶質相を主相として有している。この特定の合金組成物を熱処理すると、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）からなる平均粒径が３０ｎｍ以下のナノ結晶を析出させることができる。これにより、Ｆｅ基ナノ結晶合金の飽和磁束密度を向上させ、飽和磁歪を低減することができる。
【０００８】
本発明によれば、第１の合金組成物として、非晶質相を主相とする組成式ＦｅａＰｂＳｉＸＢＹＣＺＣｕｃの合金組成物であって、７９≦ａ≦８６ａｔ％、８≦ｂ≦１５ａｔ％、Ｙ＞０ａｔ％、０＜Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０ａｔ％、０．４≦ｃ≦２．０ａｔ％である合金組成物が得られる。
【０００９】
また、本発明によれば、第２の合金組成物として、第１の合金組成物であって、１０＜ｂ≦１５ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００１０】
また、本発明によれば、第３の合金組成物として、第２の合金組成物であって、８１≦ａ≦８６ａｔ％、ｂ≦１３ａｔ％、２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦８ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００１１】
また、本発明によれば、第４の合金組成物として、第２又は第３の合金組成物であって、０．５≦ｃ≦１．４ａｔ％であり、ＰとＣｕの比が０．０４≦ｃ／ｂ≦０．１を満たす合金組成物が得られる。
【００１２】
また、本発明によれば、第５の合金組成物として、第４の合金組成物であって、０．５≦ｃ≦１．１ａｔ％であり、ＰとＣｕの比が０．０５≦ｃ／ｂ≦０．０８を満たす合金組成物が得られる。
【００１３】
また、本発明によれば、第６の合金組成物として、第２乃至第５の合金組成物のいずれかであって、１≦Ｙ≦５ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００１４】
また、本発明によれば、第７の合金組成物として、第１の合金組成物であって、８≦ｂ≦１０ａｔ％、Ｘ＞０ａｔ％、Ｙ＜５ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００１５】
また、本発明によれば、第８の合金組成物として、第７の合金組成物であって、８１≦ａ≦８６ａｔ％、２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦８ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００１６】
また、本発明によれば、第９の合金組成物として、第７又は第８の合金組成物であって、０．５≦ｃ≦１．４ａｔ％であり、ＰとＣｕの比が０．０４≦ｃ／ｂ≦０．１を満たす合金組成物が得られる。
【００１７】
また、本発明によれば、第１０の合金組成物として、第９の合金組成物であって、０．５≦ｃ≦１．１ａｔ％であり、ＰとＣｕの比が０．０５≦ｃ／ｂ≦０．０８を満たす合金組成物が得られる。
【００１８】
また、本発明によれば、第１１の合金組成物として、第７乃至第１０の合金組成物のいずれかであって、Ｙ≧１ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００１９】
また、本発明によれば、第１２の合金組成物として、第１乃至第１１の合金組成物のいずれかであって、Ｘ≦２ａｔ％、Ｙ≦４ａｔ％、Ｚ≦５ａｔ％である合金組成物が得られる。
【００２０】
また、本発明によれば、第１３の合金組成物として、第１乃至第１２の合金組成物のいずれかであって、Ｆｅの３０ａｔ％以下を、Ｃｏ、Ｎｉ元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物が得られる。
【００２１】
また、本発明によれば、第１４の合金組成物として、第１乃至第１３の合金組成物のいずれかであって、Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｖ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ、希土類元素、Ａｕ、白金族元素のうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物が得られる。
【００２２】
また、本発明によれば、第１５の合金組成物として、第１乃至第１４の合金組成物のいずれかであって、連続薄帯形状を有する合金組成物が得られる。
【００２３】
また、本発明によれば、第１６の合金組成物として、第１５の合金組成物であって、１８０度曲げ試験時において密着曲げ可能である合金組成物が得られる。
【００２４】
また、本発明によれば、第１７の合金組成物として、第１乃至第１４の合金組成物のいずれかであって、粉末形状を有する合金組成物が得られる。
【００２５】
また、本発明によれば、第１８の合金組成物として、第１乃至第１７の合金組成物のいずれかであって、融解開始温度（Ｔｍ）が１１５０℃以下である合金組成物が得られる。
【００２６】
また、本発明によれば、第１９の合金組成物として、第１乃至第１８の合金組成物のいずれかであって、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）との差（ΔＴ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１）が５０℃〜２００℃である合金組成物が得られる。
【００２７】
また、本発明によれば、第２０の合金組成物として、第１乃至第１９の合金組成物のいずれかであって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであるナノヘテロ構造を有する合金組成物が得られる。
【００２８】
また、本発明によれば、第１乃至第２０の合金組成物のいずれかを用意するステップと、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上で第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で前記合金組成物を熱処理するステップを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法が得られる。
【００２９】
また、本発明によれば、第１のＦｅ基ナノ結晶合金として、上記Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法により製造されたＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が３０ｎｍ以下であるＦｅ基ナノ結晶合金が得られる。
【００３０】
また、本発明によれば、第２のＦｅ基ナノ結晶合金として、第１のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１５×１０−６以下の飽和磁歪を有するＦｅ基ナノ結晶合金が得られる。
【００３１】
更に、本発明によれば、第１又は第２のＦｅ基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品が得られる。
【発明の効果】
【００３２】
本発明の合金組成物を出発原料として用いて製造されたＦｅ基ナノ結晶合金は、ナノ結晶析出時の昇温速度が遅い場合であっても結晶粒の成長を抑制できるため、軟磁気特性に優れている。
【００３３】
また、昇温速度を遅くすることで、ナノ結晶化に伴う発熱を効果的に放熱できることから、発熱による温度上昇を抑制することができる。従って、大型コアを作製する場合の熱処理も容易になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３４】
本発明の実施の形態による合金組成物は、主相として非晶質相（アモルファス相）を有しており、Ｆｅ基ナノ結晶合金の出発原料として好適である。この合金組成物の組成式は、ＦｅａＰｂＳｉＸＢＹＣＺＣｕｃで表わされる。ここで、７９≦ａ≦８６ａｔ％、８≦ｂ≦１５ａｔ％、Ｙ＞０ａｔ％、０＜Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０ａｔ％、０．４≦ｃ≦２．０ａｔ％である（以下、この組成式を満たす合金組成物を「合金組成物Ａ」という）。
【００３５】
上記の条件式から理解されるように、合金組成物ＡにおけるＰ量は、８≦ｂ≦１０ａｔ％又は１０＜ｂ≦１５ａｔ％の範囲にある。Ｐ量が８≦ｂ≦１０ａｔ％を満たす場合、Ｘ＞０ａｔ％、Ｙ＜５ａｔ％を満たすことが好ましい。換言すれば、本発明の実施の形態による合金組成物は、ａ、ｂ、ｃ、Ｘ、Ｙ、Ｚについて次の第１の条件又は第２の条件のいずれかを満たすことが好ましい。第１の条件：７９≦ａ≦８６ａｔ％、１０＜ｂ≦１５ａｔ％、Ｙ＞０ａｔ％、０＜Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０ａｔ％、０．４≦ｃ≦２．０ａｔ％（以下、第１の条件を満たす合金組成物を「合金組成物Ｂ」という）。第２の条件：７９≦ａ≦８６ａｔ％、８≦ｂ≦１０ａｔ％、Ｘ＞０ａｔ％、０＜Ｙ＜５ａｔ％、０＜Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦１０ａｔ％、０．４≦ｃ≦２．０ａｔ％（以下、第２の条件を満たす合金組成物を「合金組成物Ｃ」という）。
【００３６】
合金組成物Ａは、ａ、ｂ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚについて次の条件を満たすことが好ましい：８１≦ａ≦８６ａｔ％、１０≦ｂ≦１３ａｔ％、２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦８ａｔ％。また、ｃ、ｃ／ｂについて次の条件を満たすことが好ましい：０．５≦ｃ≦１．４ａｔ％、０．０４≦ｃ／ｂ≦０．１。ｃ、ｃ／ｂについて次の条件を満たすことが更に好ましい：０．５≦ｃ≦１．１ａｔ％、０．０５≦ｃ／ｂ≦０．０８。また、Ｙについて次の条件を満たすことが好ましい：１≦Ｙ≦５ａｔ％。また、Ｘ、Ｙ、Ｚについて次の条件を満たすことが好ましい：Ｘ≦２ａｔ％、Ｙ≦４ａｔ％、Ｚ≦５ａｔ％。
【００３７】
以上の説明から理解されるように、合金組成物Ｂは、ａ、ｂ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚについて次の条件を満たすことが好ましい：８１≦ａ≦８６ａｔ％、ｂ≦１３ａｔ％、２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦８ａｔ％。また、ｃ、ｃ／ｂについて次の条件を満たすことが好ましい：０．５≦ｃ≦１．４ａｔ％、０．０４≦ｃ／ｂ≦０．１。ｃ、ｃ／ｂについて次の条件を満たすことが更に好ましい：０．５≦ｃ≦１．１ａｔ％、０．０５≦ｃ／ｂ≦０．０８。また、Ｙについて次の条件を満たすことが好ましい：１≦Ｙ≦５ａｔ％。また、Ｘ、Ｙ、Ｚについて次の条件を満たすことが好ましい：Ｘ≦２ａｔ％、Ｙ≦４ａｔ％、Ｚ≦５ａｔ％。
【００３８】
同様に、合金組成物Ｃは、ａ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚについて次の条件を満たすことが好ましい：８１≦ａ≦８６ａｔ％、２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦８ａｔ％。また、ｃ、ｃ／ｂについて次の条件を満たすことが好ましい：０．５≦ｃ≦１．４ａｔ％、０．０４≦ｃ／ｂ≦０．１。ｃ、ｃ／ｂについて次の条件を満たすことが更に好ましい：０．５≦ｃ≦１．１ａｔ％、０．０５≦ｃ／ｂ≦０．０８。また、Ｙについて次の条件を満たすことが好ましい：Ｙ≧１ａｔ％。また、Ｘ、Ｙ、Ｚについて次の条件を満たすことが好ましい：Ｘ≦２ａｔ％、Ｙ≦４ａｔ％、Ｚ≦５ａｔ％。
【００３９】
なお、合金組成物Ａ、合金組成物Ｂ、合金組成物Ｃ（以下、「合金組成物」と総称する）のいずれについても、Ｆｅの３０ａｔ％以下を、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１種類以上の元素で置換しても良い。この置換により、融解開始温度（融解温度）の低減、飽和磁束密度Ｂｓの向上などの効果が得られると共に、飽和磁歪を制御することができる。また、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲で、Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｖ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ、Ｎ、Ｏ、希土類元素、Ａｕ、白金族元素のうち、１種類以上の元素で置換しても良い。この置換により、耐食性の改善、非晶質相形成能の向上などの効果が得られる。なお、置換量が３ａｔ％を超えると、飽和磁束密度や非晶質相形成能が低下する。従って、置換量は、３ａｔ％以下とする必要がある。
【００４０】
本実施の形態における合金組成物は、様々な形状を有することができる。例えば、合金組成物は、連続薄帯形状を有していてもよいし、粉末形状を有していてよい。連続薄帯形状の合金組成物は、Ｆｅ基アモルファス薄帯などの製造に使用されている単ロール製造装置や双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成することができる。粉末形状の合金組成物は水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって作製してもよいし、薄帯形状の合金組成物を粉砕することで作製してもよい。
【００４１】
薄帯の平均厚みは、例えば５μｍ〜１００μｍの範囲とすることができる。但し、必要とされる高周波特性や製造の容易性などを考慮すると、１５μｍ〜４０μｍ程度であることが好ましい。
【００４２】
粉末の平均直径は、例えば１μｍ〜２００μｍの範囲とすることができる。但し、必要とされる高周波特性、分級や製造の容易性などを考慮すると、５μｍ〜６０μｍ程度であることが好ましい。
【００４３】
巻磁芯、積層磁芯の作製や打ち抜き加工などには高い靭性が要求される。この高い靭性への要求を考慮すると、連続薄帯形状の合金組成物は熱処理前の状態において１８０°曲げ試験の際に密着曲げ可能であることが好ましい。ここで、１８０°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が１８０°であり内側半径が零となるように試料を折り曲げるものである。即ち、１８０°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされるか、破断される。
【００４４】
本実施の形態による合金組成物を成形して、巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などの磁気コアを形成することができる。特に、本実施の形態によれば、大型かつコアロスが小さい磁気コアを作製することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を提供することができる。
【００４５】
本実施の形態による合金組成物は低い融解温度を有している。この合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で昇温していくと合金組成物は融解し、それによって吸熱反応が生じることとなる。この吸熱反応の開始温度を融解開始温度（Ｔｍ）とする。この融解開始温度（Ｔｍ）は、例えば、示差熱量分析（ＤＴＡ）装置を用い、１０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。融解温度を低減することで、製造装置等への負荷が小さくなる。加えて、融解温度が低いと、非晶質相を形成する際に低温から急冷することができるため、冷却速度を大きくすることができる。そのため、非晶質薄帯の形成が容易になり、均質なナノ結晶組織が得られ、これによって軟磁気特性を向上させることができる。具体的には、融解開始温度（Ｔｍ）は市販のＦｅアモルファスの融解開始温度である１１５０℃より低いことが好ましい。
【００４６】
本実施の形態による合金組成物は、主相として非晶質相を有している。詳しくは、合金組成物は、非晶質と非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造を有している。初期微結晶の平均粒径は、０．３〜１０ｎｍである。本実施の形態による合金組成物をＡｒガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理すると、２回以上結晶化される。詳しくは、まずαＦｅ（−Ｓｉ）が析出し、次にＦｅ−ＢやＦｅ−Ｐなどの化合物相が析出する。最初に結晶化が開始する温度を第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）とし、２回目の結晶化が開始する温度を第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）とする。また、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の間の温度差をΔＴ＝Ｔｘ２−Ｔｘ１とする。単に「結晶化開始温度」といった場合、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）を意味する。なお、これら結晶化温度は、例えば、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用い、４０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。
【００４７】
本実施の形態による合金組成物を、結晶化開始温度（即ち、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１））−５０℃以上かつ第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の温度範囲で熱処理をすると、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。より具体的には、合金組成物を、上記の温度範囲内にある所定の温度（保持温度）に到達するまで所定の昇温速度で加熱し、その後、保持温度に保ったまま所定時間（保持時間）の熱処理を行うことでＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。なお、結晶析出の制御や応力緩和などのため昇温部や降温部で昇温・降温速度を変化させたり、保持させたりしても良い。また異方性を調整するため磁場中にて熱処理しても良い。
【００４８】
上記の熱処理について、合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）の差ΔＴは、５０℃以上２００℃以下であることが好ましい。ΔＴがこの範囲にある場合、Ｆｅ基ナノ結晶合金形成の際に熱処理を安定的に行うことができ、均質なナノ結晶組織を得ることができる。
【００４９】
Ｆｅ基ナノ結晶合金形成に使用する熱処理炉は、所定の温度に制御できる熱処理炉であればよい。具体的には、例えばイメージ炉や電気炉を使用することができる。熱処理は、不活性雰囲気中や真空中で行うことが好ましい。但し、絶縁性・耐食性を向上させるため、酸化雰囲気・窒化雰囲気中などで熱処理を行ってもよい。
【００５０】
熱処理時の昇温速度は、結晶粒径を微細化するという観点からは、高速であることが好ましい。但し、例えば合金組成物によって作製した磁気コアを熱処理する場合、磁気コアの重量が大きいと結晶化時の発熱を効果的に放熱することができない。このため、磁気コアの温度が上昇し、結晶粒の粗大化や化合物相の生成などにより、軟磁気特性が著しく劣化するおそれがある。従って、結晶化時の発熱を効果的に放熱できるようにするため、昇温速度を１００〜０．１℃／分程度まで遅くできることが好ましく、１０℃/分以下とできることが更に好ましい。
【００５１】
上記の熱処理における保持温度は、軟磁気特性を向上させるαＦｅ（−Ｓｉ）が析出し且つ軟磁気特性を劣化させるＦｅ−ＢやＦｅ−Ｐなどの化合物相が析出しない温度範囲に設定する必要がある。より具体的には、保持温度は、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１））−５０℃以上かつ第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下であることが好ましい。保持時間も、αＦｅ（−Ｓｉ）が析出し且つ化合物相が析出しない範囲に設定する必要がある。より具体的には、保持時間は、０〜２４時間程度とすればよい。磁気コア等の温度を安定させ、ナノ結晶を均質に析出させるためには、保持時間が５〜１８０分程度であることが好ましい。また、低い保持温度で熱処理する場合には、保持時間を１〜２４時間程度と比較的長くすることが好ましい。一方、高い保持温度で熱処理する場合には、５〜６０分程度の比較的短い保持時間での熱処理が可能である。
【００５２】
本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金はαＦｅ（−Ｓｉ）結晶を含んでおり、これにより軟磁気特性が向上する。また、本実施の形態によれば、微細なαＦｅ（−Ｓｉ）結晶により、結晶磁気異方性が低減する。更に、正磁歪を有する非晶質相と負磁歪を有するαＦｅ（−Ｓｉ）相との混相により飽和磁歪が低減し、良好な軟磁気特性（即ち、低い保磁力、コアロス）が得られる。本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金において、析出したαＦｅ（−Ｓｉ）の平均結晶粒径は３０ｎｍ以下であることが好ましく、２５ｎｍ以下であることが更に好ましい。
【００５３】
本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は、２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力と１．６０Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有する。合金組成物の各元素の割合、比率、熱処理条件等を選択することにより、ナノ結晶の量を制御して飽和磁歪を低減することができる。特に、Ｐ量を所定の範囲内において大きくすることで、昇温速度を遅くした場合であっても結晶粒の成長を抑制することができ、軟磁気特性を向上させることができる。なお、軟磁気特性の劣化を避けるため、飽和磁歪は１５×１０−６以下であることが望ましい。
【００５４】
以上、説明したように、本発明による合金組成物を出発原料とすれば、合金組成物の融解温度は低いことから処理しやすい一方で、優れた軟磁気特性を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。
【００５５】
本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を用いて磁気コアを形成することができる。特に、本実施の形態によれば、大型かつコアロスが小さい磁気コアを作製することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を提供することができる。
【００５６】
以下、本実施の形態による合金組成物における各元素について、更に詳しく説明する。
【００５７】
上記合金組成物において、Ｆｅ元素は主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が大きいことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より小さいと、ΔＴが減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができず、また、望ましい飽和磁束密度が得られない。一方、Ｆｅの割合が７９ａｔ％以上の場合、１．６Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができる。特にＦｅの割合を８１ａｔ％以上とすることで、ΔＴを大きくすることができる。なお、Ｆｅの割合が８６ａｔ％より大きいと、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になり、結晶粒径がばらついたり粗大化したりするため、軟磁気特性が劣化する。一方、Ｆｅの割合が８６ａｔ％以下の場合、良好な連続薄帯を作製することができる。従って、Ｆｅの割合は、７９ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であることが好ましく、８１ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であることが更に好ましい。
【００５８】
上記合金組成物において、Ｐ元素は非晶質相形成を担う必須元素であり、ナノ結晶化にあたってはナノ結晶の安定化に寄与する。Ｐの割合が０であると、均質なナノ結晶組織が得られず、その結果、軟磁気特性が劣化する。特に、Ｐの割合を８ａｔ％以上とする（又は、８ａｔ％より大きくする）ことで、昇温速度依存性が改善される。より具体的には、Ｆｅ基ナノ結晶合金を形成するための熱処理の際、昇温速度を遅くした場合であっても、結晶粒の成長・粗大化を抑制することができる。また、Ｐの割合を１０ａｔ％以上とする（又は、１０ａｔ％より大きくする）ことで、昇温速度依存性が更に改善される。一方、Ｐの割合が１５ａｔ％を超えると（即ち、Ｐを過剰に添加すると）、第１結晶化ピークと第２結晶化ピークが重なる。このため、熱処理の際に化合物が析出して軟磁気特性が劣化する。従って、Ｐの割合は１５ａｔ％以下とする必要がある。なお、Ｐの割合が１５ａｔ％以下であっても、Ｐの割合が１３ａｔ％を超えると、ΔＴが５０℃未満となる。このため、熱処理の際に化合物が析出しやすくなり軟磁気特性が劣化するおそれがある。従って、Ｐの割合は、１３ａｔ％以下であることが好ましく、安定的に熱処理を行うためには、ΔＴが８０℃を超える１２ａｔ％以下であることが更に好ましい。
【００５９】
上記合金組成物において、Ｓｉ元素は非晶質相形成を担う元素である。Ｓｉを添加することでΔＴが拡大し、均質なナノ結晶を得ることができる。また、Ｓｉの割合を２ａｔ％以下とすることで、合金組成物の融解温度を低下させることができる。従って、Ｓｉの割合は、２ａｔ％以下であることが好ましい。
【００６０】
上記合金組成物において、Ｂ元素は非晶質相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が０であると、液体急冷条件下における非晶質相の形成が困難になる。一方、Ｂの割合を１ａｔ％以上とすることで、合金組成物の融解温度を低下させることができる。また、Ｂの割合を２ａｔ％以上とすることで、非晶質相形成能が向上する。Ｂの割合を５％以下とすることで（又は、５％より小さくすることで）昇温速度依存性が改善され、４ａｔ％以下とすることで、昇温速度依存性が更に改善される。従って、Ｂの割合は、１ａｔ％以上、５ａｔ％以下であることが好ましく、２ａｔ％以上、４ａｔ％以下であることが更に好ましい。
【００６１】
上記合金組成物において、Ｃ元素は非晶質相形成を担う元素である。Ｃを添加することでΔＴが拡大し、均質なナノ結晶を得ることができる。また、Ｃの割合が５ａｔ％以下であると、非晶質相形成能が向上するとともに、合金組成物の融解温度を低下させることができる。従って、Ｃの割合は、５ａｔ％以下であることが好ましい。
【００６２】
上述のように、Ｓｉ元素、Ｂ元素、又はＣ元素を添加することで、非晶質相形成能を向上させ、融解温度を低下させ、ΔＴを拡大することができる。Ｓｉ元素、Ｂ元素、Ｃ元素の合計割合が１０ａｔ％を超えると、昇温速度が遅い場合に、良好な軟磁気特性（２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力）が得られない。また、Ｓｉ元素、Ｂ元素、Ｃ元素の合計割合が８ａｔ％を超えると、昇温速度が遅い場合に、低い保磁力が得られるものの１．６Ｔ以上の大きな飽和磁束密度が得られない。一方、Ｓｉ元素、Ｂ元素、Ｃ元素の合計割合を８ａｔ％以下とすることで、相対的にＦｅ量が増加し、これにより飽和磁束密度を大きくすることができる。Ｓｉ元素、Ｂ元素、Ｃ元素の合計割合が２ａｔ％未満の場合、非晶質相形成能が低下すると共に、ΔＴが小さくなる。このため、低い保磁力を安定的に得ることが困難になる。従って、Ｓｉ元素、Ｂ元素、Ｃ元素の合計割合は、０より大きく、１０ａｔ％以下であることが好ましく、２ａｔ％以上、８ａｔ％以下であることが更に好ましい。
【００６３】
上記合金組成物において、Ｃｕ元素はナノ結晶化に寄与する必須元素である。Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より小さいと、熱処理の際、結晶粒が粗大化しナノ結晶化が困難になる。一方、Ｃｕの割合を０．４ａｔ％以上とすることで良好な微細ナノ組織を得ることができる。Ｃｕの割合を０．５ａｔ％以上とすることでナノ結晶化を、更に促進することができる。Ｃｕの割合が２ａｔ％以下であると、軟磁気特性が向上する。また、Ｃｕの割合が１．４ａｔ％以下であると非晶質相形成能が向上し、１．１ａｔ％以下であると非晶質相形成能が更に向上する。従って、Ｃｕの割合は０．４ａｔ％以上、２ａｔ％以下であることが好ましく、０．５ａｔ％以上、１．４ａｔ％以下であることが更に好ましい。
【００６４】
Ｃｕ元素はＦｅ元素及びＢ元素と正の混合エンタルピーを有し、Ｐ元素と負の混合エンタルピーを有する。このことから、Ｃｕ原子とＰ原子の間には強い相関関係がある。従って、この２元素を複合添加すると、均質な非晶質相の形成が可能になる。具体的にはＰの割合（ｂ）とＣｕの割合（ｃ）との特定の比率（ｃ／ｂ）を０．０４以上にすることで、液体急冷条件下における非晶質相の形成の際に結晶化及び結晶の粒成長が抑制され、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、このナノサイズのクラスターによってＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際にαＦｅ（−Ｓｉ）結晶は微細構造を有するようになる。また、ｃ／ｂを０．０５以上にすることで、ナノ結晶の微細化が促進され、軟磁気特性が向上する。一方、ｃ／ｂを０．１以下にすることで、良好な非晶質相形成能が得られ、ｃ／ｂを０．０８以下にすることで、更に良好な非晶質相形成能が得られる。従って、ｃ／ｂは、０．０４以上、０．１以下であることが好ましく、０．０５以上、０．０８以下であることが更に好ましい。一方、特定の比率（ｃ／ｂ）が上述した範囲外にある場合、均質なナノ結晶組織が得られず、従って合金組成物は優れた軟磁気特性を有することができない。
【００６５】
以下、本発明の実施の形態について、複数の複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。
【００６６】
（実施例１〜５及び比較例１〜７）
一般的に使用される原料（具体的には工業用鉄、Ｆｅ−Ｓｉ合金、Ｆｅ−Ｂ合金、Ｆｅ−Ｐ合金、及び電気銅）を原料として使用した。原料を下記の表１に掲げられた本発明の実施例１〜５及び比較例１〜７の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ：２５μｍ、幅：３０ｍｍ、重量：４００ｇの連続薄帯を作製した。
【００６７】
これらの連続薄帯の合金組成物における相を、Ｘ線回折法にて同定した。また、連続薄帯の第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度を、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて、４０℃／分の昇温速度で評価した。これにより、第１結晶化開始温度と第２結晶化開始温度との温度差ΔＴを得た。更に、融解開始温度を、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて、昇温速度：１０℃／分で評価した。
【００６８】
連続薄帯の夫々を切断し、幅：１０ｍｍ、長さ：６０ｍｍの切断片を作製した。切断片をイメージ炉で熱処理し（第１の熱処理）、Ｘ線回折法にて熱処理後の相を同定した。詳しくは、昇温速度：３００℃／分にて、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上かつ第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の第１の保持温度となるまで昇温し、第１の保持温度で１０分間保持した。同様に、別の切断片をイメージ炉で熱処理した（第２の熱処理）。詳しくは、表１記載の昇温速度（２℃／分〜３００℃／分）にて、最適な保磁力Ｈｃが得られる第２の保持温度となるまで昇温し、第２の保持温度で１０分間保持した。第２の熱処理後の切断片について、直流ＢＨトレーサーによる保磁力の評価、アルキメデス法による密度、振動試料型磁力計（ＶＭＳ）による飽和磁化の評価から飽和磁束密度Ｂｓを算出した。測定結果を表１に示す。
【００６９】
【表１】
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【００７０】
表１から理解されるように、実施例１〜５の合金組成物は、Ｐを８ａｔ％〜１５ａｔ％含んでおり、いずれも急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相としている。また、１８０°曲げ試験で密着曲げ可能である。
【００７１】
また、表１から理解されるように、実施例１の合金組成物は、Ｐが８ａｔ％以上（詳しくは、８．２ａｔ％）含まれているため、昇温速度を１０℃／分と遅くしても、保磁力が２０Ａ／ｍ以下となり良好な軟磁気特性を得ることができる。実施例２〜５の合金組成物は、Ｐが１０ａｔ％以上（詳しくは、実施例２〜５において１０．１ａｔ％以上）含まれているため、昇温速度を２℃／分と更に遅くしても、保磁力が２０Ａ／ｍ以下となり良好な軟磁気特性を得ることができる。なお、表１から理解されるように、Ｐ量が大きくなるとΔＴが小さくなる。従って、Ｐ量は５０℃以上のΔＴが得られる１３ａｔ％%以下であることが好ましく、８０℃以上のΔＴが得られる１２ａｔ％%以下であることが更に好ましい。
【００７２】
一方、比較例１〜５の合金組成物は、Ｐ量が小さい為、昇温速度を１０℃／分、２℃／分と遅くすると保磁力が劇的に悪化していることが分かる。比較例６の合金組成物は、Ｓｉ，Ｂ，Ｃを含んでいない。このため、非晶質相形成能（アモルファス形成能）が低く、熱処理前に既にｂｃｃＦｅ（αＦｅ）からなる結晶が析出している。更にΔＴが小さいため、熱処理後の保磁力も劣化している。比較例７の合金組成物は、Ｐ量が過剰であるため、第１結晶化開始温度と第２結晶化開始温度とが重なり、熱処理後に化合物相が析出する。このため、軟磁気特性が著しく劣化していることが分かる。更に、Ｐの過剰添加により相対的にＦｅ量が小さくなるため、飽和磁束密度も１．６Ｔ未満に低下していることが分かる。
【００７３】
（実施例６〜１５及び比較例８）
実施例１〜５及び比較例１〜７と同じ原料を、実施例６〜８、１０〜１３、１５及び比較例８の原料として使用した。また、実施例１〜５及び比較例１〜７と同じ原料に加えてＣを含む原料を、実施例９、１４の原料として使用した。原料を下記の表２に掲げられた本発明の実施例６〜１５及び比較例８の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ：２５μｍ、幅：３０ｍｍ、重量：４００ｇの連続薄帯を作製した。
【００７４】
これらの連続薄帯の合金組成物における相、第１結晶化開始温度、第２結晶化開始温度、温度差ΔＴ、及び融解開始温度を、実施例１〜５及び比較例１〜７と同様な方法で同定・評価した。
【００７５】
連続薄帯の夫々を切断し、幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの切断片を作製した。実施例１〜５及び比較例１〜７と同様に、切断片に第１の熱処理を行い、熱処理後の相を同定した。実施例１と同様に、別の切断片に第２の熱処理を行い、保磁力Ｈｃを評価した。また、密度、飽和磁化の評価から飽和磁束密度Ｂｓを算出した。測定結果を表２に示す。
【００７６】
【表２】
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【００７７】
表２から理解されるように、実施例６〜１５の合金組成物は、Ｓｉ，Ｂ，Ｃの合計量が１０ａｔ％以下であるため、昇温速度が遅い場合でも良好な軟磁気特性（飽和磁束密度又は保磁力）を有している。一方、比較例８の測定結果から理解されるように、Ｓｉ，Ｂ，Ｃの合計量が１０ａｔ％を超えると、昇温速度が１０℃／分、２℃／分と遅い場合に保磁力Ｈｃが著しく劣化する。また、実施例１５の測定結果から理解されるように、Ｓｉ，Ｂ，Ｃの合計量が８ａｔ％を超えると、昇温速度が１０℃/分以下と遅い場合でも２０Ａ／ｍ以下の保磁力が得られるものの、１．６Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができない。従って、低い保磁力Ｈｃと高い飽和磁束密度とを両立させるためには、Ｓｉ，Ｂ，Ｃの合計量が８ａｔ％以下であることが好ましい。
【００７８】
実施例１１〜１３の測定結果から理解されるように、Ｂ量を５ａｔ％以下とすることでΔＴが大きくなり、熱処理を安定的に行うことができる。更に、実施例１５の測定結果から理解されるように、Ｆｅ量が８１ａｔ％より小さい場合、飽和磁束密度が１．６Ｔ未満となる。従って、Ｆｅ量は８１ａｔ％以上であることが好ましい。
【００７９】
（実施例１６〜２２及び比較例９、１０）
実施例１〜５及び比較例１〜７と同じ原料を、下記の表３に掲げられた本発明の実施例１６〜２２及び比較例９、１０の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、アモルファス形成能を評価するため、溶解した合金組成物を単ロール液体急冷法にて処理し、第１の連続薄帯を作製した。詳しくは、幅：３０ｍｍ、重量：４００ｇの連続薄帯を、１５〜８０μｍの範囲の様々な厚さを有するように夫々作製し、アモルファス化臨界厚み（即ち、アモルファス相が主相として形成される厚みの限界値）を評価した。
【００８０】
第１の連続薄帯とは別に、溶解した合金組成物を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ：２５μｍ、幅：３０ｍｍ、重量：４００ｇの第２の連続薄帯（軟磁気特性を評価するための連続薄帯）を作製した。
【００８１】
これらの第２の連続薄帯の合金組成物における相、第１結晶化開始温度、第２結晶化開始温度、温度差ΔＴ、及び融解開始温度を、実施例１〜５及び比較例１〜７と同様な方法で同定・評価した。
【００８２】
第２の連続薄帯の夫々を切断し、幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの切断片を作製した。実施例１〜５及び比較例１〜７と同様に、切断片に第１の熱処理を行い、熱処理後の相を同定した。また、シェラーの式より平均結晶粒径（以下、単に「結晶粒径」という。）を算出した。実施例１〜５及び比較例１〜７と同様に、別の切断片に第２の熱処理を行い、保磁力Ｈｃを評価した。また、密度、飽和磁化の評価から飽和磁束密度Ｂｓを算出した。測定結果を表３に示す。
【００８３】
【表３】
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【００８４】
表３から理解されるように、実施例１６〜２２の合金組成物は、０．４〜２．０ａｔ％のＣｕを含んでいるため、昇温速度が遅い場合でも良好な軟磁気特性を有している。一方、比較例９の合金組成物は、Ｃｕ量が０．４ａｔ％より小さく、結晶が微細化しなかった。このため、保磁力が著しく劣化している。また、比較例１０の合金組成物は、Ｃｕ量が２．０ａｔ％より大きく、アモルファス形成能が大きく低下した。このため、連続的に薄帯を作製することが出来なかった。
【００８５】
実施例２１、２２の測定結果から理解されるように、Ｃｕ量が１．４ａｔ％を超えるとアモルファス形成能が低下する。従って、Ｃｕ量は、１．４ａｔ％以下であることが好ましく、厚さ３０μｍ以上の薄帯を安定的に作製できる１．１ａｔ％以下であることが更に好ましい。また、比較例９、実施例１６〜１９の測定結果から理解されるように、Ｃｕ量を増やすことで保磁力が急激に改善される。具体的には、Ｃｕ量は、結晶粒径が３０ｎｍ以下となる０．４ａｔ％以上とする必要があり、結晶粒径が２５ｎｍ以下となる０．５ａｔ％以上であることが更に好ましい。
【００８６】
（実施例２３〜３５及び比較例１１、１２）
実施例１〜５及び比較例１〜７と同じ原料、及びＮｂ等の付加元素を含む原料を、下記の表４に掲げられた本発明の実施例２３〜３５の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ：２５μｍ、幅：３０ｍｍ、重量：４００ｇの連続薄帯を作製した。
【００８７】
これらの連続薄帯の合金組成物における相、第１結晶化開始温度、第２結晶化開始温度、温度差ΔＴ、及び融解開始温度を、実施例１〜５及び比較例１〜７と同様な方法で同定・評価した。
【００８８】
連続薄帯の夫々を切断し、幅１０ｍｍ、長さ６０ｍｍの切断片を作製した。実施例１〜５及び比較例１〜７と同様に、切断片に第１の熱処理を行い、熱処理後の相を同定した。実施例１と同様に、別の切断片に第２の熱処理を行い、保磁力Ｈｃを評価した。また、密度、飽和磁化の評価から飽和磁束密度Ｂｓを算出した。以上の測定結果を表４に示す。
【００８９】
比較例１１として、市販のＦｅアモルファス薄帯を使用した。また、市販の方向性電磁鋼板を比較例１２として使用した。比較例１１及び比較例１２の相、保磁力Ｈｃ、ΔＴ及び飽和磁束密度Ｂｓを表４に示す。
【００９０】
【表４】
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【００９１】
表４から理解されるように、Ｆｅを種々の元素で置換することが可能である。これらの元素との置換により、耐食性やアモルファス形成能の向上、飽和磁歪の低減などの効果も期待できる。実施例２３〜２５、３２の測定結果から理解されるように、Ｆｅを置換する元素の量（置換量）を大きくするにつれ飽和磁束密度が低下する。従って、置換量は、Ｆｅアモルファス（比較例１１参照）より高い飽和磁束密度が得られる３ａｔ％以下が好ましく、飽和磁束密度が１．６Ｔ以上となる２ａｔ％以下が更に好ましい。なお、実施例３４の測定結果から理解されるように、Ｆｅの一部を磁性元素であるＣｏやＮｉと置換することで飽和磁束密度を向上させることも可能である。
【００９２】
（実施例３６〜３９及び比較例１３〜１５）
実施例１〜５及び比較例１〜７と同じ原料を、下記の表５に掲げられた本発明の実施例３６〜３９及び比較例１３の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ：２５μｍ、幅：３０ｍｍ、重量：４００ｇの連続薄帯を作製した。作製した連続薄帯を用いて、内径：４０ｍｍ、重量：４００ｇの巻磁心を作製した。また、作製した連続薄帯を、幅：１０ｍｍになるようにスリットし、スリットした連続薄帯を用いて、内径：１５ｍｍ、重量：１０ｇの巻磁心と、内径：４０ｍｍ、重量：１００ｇの巻磁心とを夫々作製した。
【００９３】
Ｆｅアモルファスからなる重量：８０ｇの巻磁心を比較例１４として使用した。また、方向性電磁鋼板からなる重量：８ｇの単板を比較例１５として使用した。
【００９４】
巻磁心をイメージ炉で夫々熱処理した。詳しくは、昇温速度：５℃／分にて、第１結晶化開始温度（Ｔｘ１）−５０℃以上かつ第２結晶化開始温度（Ｔｘ２）以下の所定の保持温度となるまで昇温し、所定の保持温度で１０分間保持した（第１の熱処理）。また、昇温速度：３００℃／分にて、所定の保持温度となるまで昇温し、所定の保持温度で１０分間保持した（第２の熱処理）。第１の熱処理後の巻磁心及び第２の熱処理後の巻磁心の夫々について、インピーダンスアナライザによる初透磁率の評価、交流ＢＨアナライザーによるコアロスの評価、及びＸ線回折法による相の同定を行った。また、シェラーの式より平均結晶粒径（表５において「粒径」と記載）を算出した。以上の測定結果及び比較例１５についての測定値を表５に示す。
【００９５】
【表５】
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【００９６】
表５から理解されるように、実施例３６〜３９の巻磁心は、昇温速度を遅くしても化合物が析出せず、微細なｂｃｃＦｅ（αＦｅ）が析出する。これにより、従来材であるＦｅアモルファスからなる巻磁心（比較例１４）と比較して、良好な軟磁気特性を得ることができる（表５の透磁率及びコアロスを参照）。比較例１３の巻磁心は、昇温速度が３００℃／分と速い場合には、結晶化発熱によりコア内部の温度が上昇し、化合物が析出した。このため、軟磁気特性が劣化している。更に、昇温速度が５℃／分と遅い場合には、結晶粒径が粗大化し、軟磁気特性が大幅に劣化している。