(57)【要約】【課題】  比抵抗および飽和磁束密度が高く、保磁力が低く、さらに高い周波数まで高透磁率を維持できる軟磁性合金等を提供する。【解決手段】  組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分からなる軟磁性合金である。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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上である。０．０２０≦ａ≦０．１４、０．０２０＜ｂ≦０．２０、０＜ｃ≦０．０４０、０≦ｄ≦０．０６０、０．０００５＜ｅ＜０．００５０、α≧０、β≧０、０≦α＋β≦０．５０である。ナノヘテロ構造またはＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有する。【選択図】図１
2019123930.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．０４０
０≦ｄ≦０．０６０
０．０００５＜ｅ＜０．００５０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
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軟磁性合金。
【請求項２】
前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍである請求項１に記載の軟磁性合金。
【請求項３】
組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．０４０
０≦ｄ≦０．０６０
０．０００５＜ｅ＜０．００５０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
前記軟磁性合金がＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有する軟磁性合金。
【請求項４】
前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍである請求項３に記載の軟磁性合金。
【請求項５】
０．７３≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９５である請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項６】
０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．４０である請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項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。
【請求項８】
０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．０３０である請求項１〜７のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項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。
【請求項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。
【請求項１１】
薄帯形状である請求項１〜１０のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項１２】
粉末形状である請求項１〜１０のいずれかに記載の軟磁性合金。
【請求項１３】
請求項１〜１２のいずれかに記載の軟磁性合金からなる磁性部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性合金および磁性部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電子・情報・通信機器等において低消費電力化および高効率化が求められている。さらに、低炭素化社会へ向け、上記の要求が一層強くなっている。そのため、電子・情報・通信機器等の電源回路にも、エネルギー損失の低減や電源効率の向上が求められている。そして、電源回路に使用される磁性素子の磁心には飽和磁束密度の向上、コアロス（磁心損失）の低減および透磁率の向上が求められている。コアロスを低減すれば、電力エネルギーのロスが小さくなり、透磁率を向上すれば、磁性素子を小型化できるので高効率化および省エネルギー化が図られる。
【０００３】
特許文献１には、Ｆｅ−Ｂ−Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系の軟磁性非晶質合金が記載されている。本軟磁性非晶質合金は市販のＦｅアモルファスと比べて高い飽和磁束密度を有するなど、良好な軟磁気特性を有する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第３３４２７６７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
なお、上記の磁心のコアロスを低減する方法として、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。
【０００６】
特許文献１のＦｅ基軟磁性合金は微細結晶相を析出させることで、軟磁気特性を向上させることができることが記載されている。しかし、現在では、高い軟磁気特性を有する他、さらに高い周波数まで高透磁率が維持できる軟磁性合金が要求されている。
【０００７】
本発明は、比抵抗および飽和磁束密度が高く、保磁力が低く、さらに高い周波数まで高透磁率を維持できる軟磁性合金等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】
【０００８】
上記の目的を達成するために、本発明の第１の観点に係る軟磁性合金は、
組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０．０４０＜ｃ≦０．１５
０≦ｄ≦０．０６０
０≦ｅ≦０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
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を特徴とする。
【０００９】
上記の目的を達成するために、本発明の第２の観点に係る軟磁性合金は、
組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．０４０
０≦ｄ≦０．０６０
０．０００５＜ｅ＜０．００５０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
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を特徴とする。
【００１０】
本発明の第１の観点および第２の観点に係る軟磁性合金では、前記初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであってもよい。
【００１１】
上記の目的を達成するために、本発明の第３の観点に係る軟磁性合金は、
組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０．０４０＜ｃ≦０．１５
０≦ｄ≦０．０６０
０≦ｅ≦０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
前記軟磁性合金がＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有することを特徴とする。
【００１２】
上記の目的を達成するために、本発明の第４の観点に係る軟磁性合金は、
組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．０４０
０≦ｄ≦０．０６０
０．０００５＜ｅ＜０．００５０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
前記軟磁性合金がＦｅ基ナノ結晶からなる構造を有することを特徴とする。
【００１３】
本発明の第３の観点および第４の観点に係る軟磁性合金では、前記Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径が５〜３０ｎｍであってもよい。
【００１４】
本発明の第１の観点に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することで、熱処理により本発明の第３の観点に係る軟磁性合金を得やすくなる。本発明の第２の観点に係る軟磁性合金は、上記の特徴を有することで、熱処理により本発明の第４の観点に係る軟磁性合金を得やすくなる。そして、当該第３の観点に係る軟磁性合金および第４の観点に係る軟磁性合金は、高い比抵抗、高い飽和磁束密度および低い保磁力を同時に有し、さらに高い透磁率μ´をより高い周波数まで維持できる軟磁性合金となる。なお、μ´とは複素透磁率の実部である。
【００１５】
本発明に係る軟磁性合金に関する以下の記載は第１の観点〜第４の観点で共通する内容である。
【００１６】
本発明に係る軟磁性合金では、０．７３≦１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）≦０．９５であってもよい。
【００１７】
本発明に係る軟磁性合金では、０≦α｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．４０であってもよい。
【００１８】
本発明に係る軟磁性合金では、α＝０であってもよい。
【００１９】
本発明に係る軟磁性合金では、０≦β｛１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ）｝≦０．０３０であってもよい。
【００２０】
本発明に係る軟磁性合金では、β＝０であってもよい。
【００２１】
本発明に係る軟磁性合金では、α＝β＝０であってもよい。
【００２２】
本発明に係る軟磁性合金は、薄帯形状であってもよい。
【００２３】
本発明に係る軟磁性合金は、粉末形状であってもよい。
【００２４】
また、本発明に係る磁性部品は、上記の軟磁性合金を含む。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】図１は単ロール法の模式図である。
【図２】図２は単ロール法の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明の第１実施形態〜第５実施形態について説明する。
【００２７】
（第１実施形態）
本実施形態に係る軟磁性合金は、組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０．０４０＜ｃ≦０．１５
０≦ｄ≦０．０６０
０≦ｅ≦０．０３０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
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。
【００２８】
上記の軟磁性合金（本発明の第１の観点に係る軟磁性合金）を熱処理する場合には、軟磁性合金中にＦｅ基ナノ結晶を析出しやすい。言いかえれば、上記の軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金（本発明の第３の観点に係る軟磁性合金）の出発原料としやすい。なお、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。
【００２９】
本発明の第３の観点に係る軟磁性合金は、第１の観点に係る軟磁性合金と同一の主成分を有し、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有する。
【００３０】
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やすく、保磁力が低くなりやすい。
【００３１】
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。
【００３２】
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上である。
【００３３】
Ｍの含有量（ａ）は０．０２０≦ａ≦０．１４を満たす。Ｍの含有量（ａ）は０．０４０≦ａ≦０．１０であることが好ましく、０．０５０≦ａ≦０．０８０であることがさらに好ましい。ａが小さい場合には、軟磁性合金に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすい。結晶相が生じる場合には、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。そして、軟磁性合金の比抵抗が低くなりやすく、保磁力が高くなりやすくなり、透磁率μ´が低くなりやすくなる。ａが大きい場合には、軟磁性合金の飽和磁束密度が低下しやすくなる。
【００３４】
Ｂの含有量（ｂ）は０．０２０＜ｂ≦０．２０を満たす。また、０．０２５≦ｂ≦０．２０であってもよく、０．０６０≦ｂ≦０．１５であることが好ましく、０．０８０≦ｂ≦０．１２であることがさらに好ましい。ｂが小さい場合には、軟磁性合金に粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じやすい。結晶相が生じる場合には、熱処理によってＦｅ基ナノ結晶を析出させることができない。そして、軟磁性合金の比抵抗が低くなりやすく、保磁力が高くなりやすくなり、透磁率μ´が低くなりやすくなる。ｂが大きい場合には、軟磁性合金の飽和磁束密度が低下しやすくなる。
【００３５】
Ｐの含有量（ｃ）は０．０４０＜ｃ≦０．１５を満たす。また、０．０４１≦ｃ≦０．１５であってもよく、０．０４５≦ｃ≦０．１０であることが好ましく、０．０５０≦ｃ≦０．０７０であることがさらに好ましい。Ｐを上記の範囲内、特にｃ＞０．０４０となる範囲で含有することで、軟磁性合金の比抵抗が向上し、保磁力が低下する。さらに、軟磁性合金の比抵抗が向上することで、高い透磁率μ´がより高周波数まで維持できるようになる。ｃが小さい場合には上記の効果が得られにくい。ｃが大きい場合には、軟磁性合金の飽和磁束密度が低下しやすくなる。
【００３６】
Ｓｉの含有量（ｄ）は０≦ｄ≦０．０６０を満たす。すなわち、Ｓｉは含有しなくてもよい。また、０．００５≦ｄ≦０．０３０であることが好ましく、０．０１０≦ｄ≦０．０２０であることがさらに好ましい。Ｓｉを含有することで、軟磁性合金の比抵抗が特に向上しやすくなり、保磁力が低下しやすくなる。さらに、軟磁性合金の比抵抗が向上することで、高い透磁率μ´が高周波数の場合にまで維持できるようになる。ｄが大きい場合には、軟磁性合金の保磁力が逆に上昇してしまう。
【００３７】
Ｃの含有量（ｅ）は０≦ｅ≦０．０３０を満たす。すなわち、Ｃは含有しなくてもよい。また、０．００１≦ｅ≦０．０１０であることが好ましく、０．００１≦ｅ≦０．００５であることがさらに好ましい。Ｃを含有することで、軟磁性合金の保磁力が特に低下しやすくなり、高い透磁率μ´を高周波数まで維持しやすくなる。ｅが大きい場合には、軟磁性合金の比抵抗が低下し、保磁力が逆に上昇してしまう。さらに、高い透磁率μ´を高周波数まで維持しにくくなる。
【００３８】
Ｆｅの含有量（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））については、特に制限はないが、０．７３≦（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））≦０．９５であることが好ましい。（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））を上記の範囲内とすることで、粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じにくくなる。そして、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金が得やすくなる。
【００３９】
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。
【００４０】
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の含有量に関しては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）｝≦０．４０を満たすことが好ましい。
【００４１】
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏ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の含有量に関しては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）｝≦０．０３０を満たすことが好ましい。
【００４２】
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、原子数ベースでＦｅの半分以下とする。すなわち、０≦α＋β≦０．５０とする。α＋β＞０．５０の場合には、熱処理により本発明の第３の観点に係る軟磁性合金を得ることが困難となる。
【００４３】
なお、本実施形態の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。例えば、軟磁性合金１００重量％に対して０．１重量％以下、含んでいてもよい。
【００４４】
以下、軟磁性合金の製造方法について説明する。
【００４５】
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。
【００４６】
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軟磁性合金とは通常、同組成となる。
【００４７】
次に、作製した母合金を加熱して溶融させ、溶融金属（溶湯）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。
【００４８】
本実施形態に係る単ロール法に用いられる装置の模式図を図１に示す。本実施形態に係る単ロール法において、チャンバー２５内部において、ノズル２１から溶融金属２２を矢印の方向に回転しているロール２３へ噴射し供給することでロール２３の回転方向へ薄帯２４が製造される。なお、本実施形態ではロール２３の材質には特に制限はない。例えばＣｕからなるロールが用いられる。
【００４９】
一方、通常行われている単ロール法に用いられる装置の模式図を図２に示す。チャンバー３５内部において、ノズル３１から溶融金属３２を矢印の方向に回転しているロール３３へ噴射し供給することでロール３３の回転方向へ薄帯３４が製造される。
【００５０】
従来、単ロール法においては、冷却速度を向上させ、溶融金属を急冷させることが好ましいと考えられており、溶融金属とロールとの接触時間を長くすることで冷却速度を向上させることが好ましいと考えられていた。そして、溶融金属とロールとの温度差を広げることで冷却速度を向上させることが好ましいと考えられていた。そのため、ロールの温度は通常、５〜３０℃程度とすることが好ましいと考えられていた。
【００５１】
本発明者らは、図１に示すとおり通常のロールの回転方向とは反対に回転させることにより、ロール２３と薄帯２４とが接している時間をさらに長くし、ロール２３の温度を５０〜７０℃程度に高くしても薄帯２４を急激に冷却することができるようにした。第１実施形態の組成を有する軟磁性合金は、従来よりもロール２３の温度を高くし、かつ、ロール２３と薄帯２４とが接している時間をさらに長くすることで、冷却後の薄帯２４の均一性を高くし、粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じにくくなる。その結果、従来の方法では粒径３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生じていた組成でも粒径が３０ｎｍ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できるようになる。なお、図１に示すとおり通常のロールの回転方向とは反対に回転させながらロールの温度は通常通り５〜３０℃とする場合、薄帯２４がロール２３からすぐ剥がれてしまい反対に回転させる効果が得られなかった。
【００５２】
単ロール法においては、主にロール２３の回転速度を調整することで得られる薄帯２４の厚さを調整することができるが、例えばノズル２１とロール２３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２４の厚さを調整することができる。薄帯２４の厚さには特に制限はないが、例えば１５〜３０μｍとすることができる。
【００５３】
チャンバー２５内部の蒸気圧には特に制限はない。例えば、露点調整を行ったＡｒガスを用いてチャンバー２５内部の蒸気圧を１１ｈＰａ以下としてもよい。なお、チャンバー２５内部の蒸気圧の下限は特に存在しない。露点調整したＡｒガスを充填して蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよく、真空に近い状態として蒸気圧を１ｈＰａ以下にしてもよい。
【００５４】
本実施形態の軟磁性合金である薄帯２４は粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶が含まれていない非晶質を含む。そして、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。当該軟磁性合金に後述する熱処理を施す場合には、Ｆｅ基ナノ結晶を析出しやすくなる。
【００５５】
なお、薄帯２４に粒径が３０ｎｍ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３０ｎｍ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。
【００５６】
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１．００×１０５〜３．００×１０５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。
【００５７】
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、２５〜３０ｍ／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。
【００５８】
以下、ナノヘテロ構造を有する軟磁性合金（本発明の第１の観点に係る軟磁性合金）からなる薄帯２４を熱処理することによりＦｅ基ナノ結晶構造を有する軟磁性合金（本発明の第３の観点に係る軟磁性合金）を製造する方法について説明する。
【００５９】
本実施形態の軟磁性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４５０〜６５０℃、好ましい熱処理時間は概ね０．５〜１０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。
【００６０】
また、熱処理により得られた軟磁性合金に含まれるＦｅ基ナノ結晶の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。
【００６１】
また、本実施形態の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。
【００６２】
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。
【００６３】
このとき、ガス噴射温度を５０〜２００℃とし、チャンバー内の蒸気圧を４ｈＰａ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。
【００６４】
ガスアトマイズ法でナノヘテロ構造を有する軟磁性合金からなる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。
【００６５】
（第２実施形態）
以下、本発明の第２実施形態について説明する。第１実施形態と同一な部分については説明を省略する。
【００６６】
第２実施形態では、熱処理前の軟磁性合金が非晶質のみからなる。熱処理前の軟磁性合金が非晶質のみからなり、初期微結晶を含まず、ナノヘテロ構造を有さない場合であっても、熱処理を行うことでＦｅ基ナノ結晶構造を有する軟磁性合金、すなわち、本発明の第３の観点に係る軟磁性合金とすることができる。
【００６７】
ただし、第１実施形態と比較して、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させにくく、Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径の制御も困難である。したがって、第１実施形態と比較して優れた特性を得ることが難しい。
【００６８】
（第３実施形態）
以下、本発明の第３実施形態について説明する。第１実施形態と同一な部分については説明を省略する。
【００６９】
本実施形態に係る軟磁性合金は、組成式（Ｆｅ（１−（α＋β））Ｘ１αＸ２β）（１−（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））ＭａＢｂＰｃＳｉｄＣｅからなる主成分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Ａｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、
ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、
０．０２０≦ａ≦０．１４
０．０２０＜ｂ≦０．２０
０＜ｃ≦０．０４０
０≦ｄ≦０．０６０
０．０００５＜ｅ＜０．００５０
α≧０
β≧０
０≦α＋β≦０．５０
であり、
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。
【００７０】
上記の軟磁性合金（本発明の第２の観点に係る軟磁性合金）を熱処理する場合には、軟磁性合金中にＦｅ基ナノ結晶を析出しやすい。言いかえれば、上記の軟磁性合金は、Ｆｅ基ナノ結晶を析出させた軟磁性合金（本発明の第４の観点に係る軟磁性合金）の出発原料としやすい。なお、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。
【００７１】
本発明の第４の観点に係る軟磁性合金は、第２の観点に係る軟磁性合金と同一の主成分を有し、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有する。
【００７２】
Ｐの含有量（ｃ）は０＜ｃ≦０．０４０を満たす。また、０．０１０≦ｃ≦０．０４０であることが好ましく、０．０２０≦ｃ≦０．０３０であることがさらに好ましい。Ｐを上記の範囲内で含有することで、軟磁性合金の比抵抗が向上し、保磁力が低下する。さらに、軟磁性合金の比抵抗が向上することで、高い透磁率μ´がより高周波数まで維持できるようになる。ｃ＝０の場合には上記の効果が得られない。
【００７３】
Ｃの含有量（ｅ）は０．０００５＜ｅ＜０．００５０を満たす。また、０．０００６≦ｅ≦０．００４５であることが好ましく、０．００２０≦ｅ≦０．００４５であることがさらに好ましい。ｅが０．０００５より大きくなるようにすることで、比抵抗を向上させやすくなり、軟磁性合金の保磁力が特に低下しやすくなり、高い透磁率μ´を高周波数まで維持しやすくなる。ｅが大きすぎる場合には、飽和磁束密度が低下する。
【００７４】
Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上であることが好ましい。Ｘ２がＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｃｕ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上であるであることにより、粒径が３０ｎｍ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（本発明の第２の観点に係る軟磁性合金）が得やすくなる。また、当該軟磁性合金を熱処理することにより、Ｆｅ基ナノ結晶からなる構造を有する軟磁性合金（本発明の第４の観点に係る軟磁性合金）が得やすくなる。
【００７５】
（第４実施形態）
以下、本発明の第４実施形態について説明する。第３実施形態と同一な部分については説明を省略する。
【００７６】
第４実施形態では、熱処理前の軟磁性合金が非晶質のみからなる。熱処理前の軟磁性合金が非晶質のみからなり、初期微結晶を含まず、ナノヘテロ構造を有さない場合であっても、熱処理を行うことでＦｅ基ナノ結晶構造を有する軟磁性合金、すなわち、本発明の第４の観点に係る軟磁性合金とすることができる。
【００７７】
ただし、第３実施形態と比較して、熱処理によりＦｅ基ナノ結晶を析出させにくく、Ｆｅ基ナノ結晶の平均粒径の制御も困難である。したがって、第３実施形態と比較して優れた特性を得ることが難しい。
【００７８】
（第５実施形態）
第５実施形態に係る磁性部品、特に磁心およびインダクタは第１実施形態〜第４実施形態のいずれかにに係る軟磁性合金から得られる。以下、第５実施形態に係る磁心およびインダクタを得る方法について説明するが、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。
【００７９】
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。
【００８０】
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。
【００８１】
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。
【００８２】
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、１．６×１０４Ａ／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。
【００８３】
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、１．６×１０４Ａ／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。
【００８４】
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。
【００８５】
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。
【００８６】
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。
【００８７】
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。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
以上、本発明の各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。
【００９１】
軟磁性合金の形状には特に制限はない。上述した通り、薄膜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。
【００９２】
第１実施形態〜第４実施形態の軟磁性合金（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。
【実施例】
【００９３】
以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。
【００９４】
（実験例１）
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。なお、試料番号９および１０の組成は一般的によく知られたアモルファス合金の組成である。
【００９５】
その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１２５０℃の溶融状態の金属とした後に、ロールを回転速度２５ｍ／ｓｅｃ．で回転させる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。なお、ロールの材質はＣｕとした。
【００９６】
試料番号１〜４は図２に示す方向にロールを回転させ、ロール温度は３０℃とした。また、試料番号１〜４では、ロール回転速度を調整することで、得られる薄帯の厚さを２０μｍ〜３０μｍ、薄帯の幅を４ｍｍ〜５ｍｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
【００９７】
試料番号５〜１０は図１に示す方向にロールを回転させ、ロール温度は７０℃とした。また、試料番号５〜１０では、チャンバー内と噴射ノズル内との差圧１０５ｋＰａ、ノズル径５ｍｍスリット、流化量５０ｇ、ロール径φ３００ｍｍとすることで、得られる薄帯の厚さを２０μｍ〜３０μｍ、薄帯の幅を４ｍｍ〜５ｍｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
【００９８】
試料番号７ａおよび８ａは図１に示す方向にロールを回転させ、ロール温度は３０℃とした。また、試料番号７ａおよび８ａでは、チャンバー内と噴射ノズル内との差圧１０５ｋＰａ、ノズル径５ｍｍスリット、流化量５０ｇ、ロール径φ３００ｍｍとすることで、得られる薄帯の厚さを２０μｍ〜３０μｍ、薄帯の幅を４ｍｍ〜５ｍｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
【００９９】
得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶の有無を確認した。そして、粒径が３０ｎｍ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３０ｎｍ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。なお、後述する試料番号１３５を除く全ての実施例において、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た。
【０１００】
その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、下表に示す条件で熱処理を行った。熱処理後の各薄帯に対し、比抵抗、飽和磁束密度、保磁力および透磁率μ´を測定した。比抵抗（ρ）は４探針法による抵抗率測定で測定した。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。透磁率μ´はインピーダンスアナライザを用いて周波数を変化させながら測定し、透磁率μ´が１００００となるときの周波数（以下、特定周波数ｆともいう）で評価した。実験例１〜３では、比抵抗は、１１０μΩｃｍ以上を◎、１００μΩｃｍ以上１１０μΩｃｍ未満を○、１００μΩｃｍ未満を×とした。また、◎、○、×の順に評価が高く、◎または○である場合を良好とした。飽和磁束密度は１．３５Ｔ以上を良好とし、１．４０Ｔ以上をさらに良好とした。保磁力は３．０Ａ／ｍ以下を良好とし、２．５Ａ／ｍ以下をより良好とし、２．０Ａ／ｍ以下をさらに良好とし、１．５Ａ／ｍ以下を最も良好とした。透磁率μ´については、特定周波数ｆが１００ｋＨｚ以上である場合に透磁率μ´が良好であるとした。
【０１０１】
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、熱処理の前後で合金組成に変化がないことについてＩＣＰ分析を用いて確認した。
【０１０２】
【表１】
2019123930.tif 000003
【０１０３】
表１より、各成分の含有量が所定の範囲内であり、ロール接触距離およびロール温度を好適に制御した試料番号７および８は全ての特性が良好であった。これに対し、各成分の含有量（特にＰの含有量）が所定の範囲外である試料番号１，２，５，６，９および１０は、いずれかの特性が悪化した。また、各成分の含有量が所定の範囲内であってもロール接触距離および／またはロール温度が好適に制御されなかった試料番号３、４、７ａおよび８ａは熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の比抵抗が小さくなり、保磁力が著しく大きくなった。透磁率μ´が著しく小さくなり、特定周波数ｆが存在しなかった。
【０１０４】
（実験例２）
実験例２では、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、母合金を作製した点以外は実験例１の試料番号５〜１０と同条件で実施した。
【０１０５】
【表２】
2019123930.tif 000004
【０１０６】
【表３】
2019123930.tif 000005
【０１０７】
【表４】
2019123930.tif 000006
【０１０８】
表２はＭの含有量（ａ）、Ｂの含有量（ｂ）、Ｐの含有量（ｃ）、Ｓｉの含有量（ｄ）およびＣの含有量（ｅ）の含有量を変化させた実施例を記載したものである。なお、Ｍの種類はＮｂとしている。各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は比抵抗ρ、飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃ、および透磁率μ´が良好であった。
【０１０９】
Ｍの含有量（ａ）が小さすぎる試料番号１２は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが著しく大きくなった。透磁率μ´が著しく小さくなり、特定周波数ｆが存在しなかった。Ｍの含有量（ａ）が大きすぎる試料番号２０は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。
【０１１０】
Ｂの含有量（ｂ）が小さすぎる試料番号２１は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが著しく大きくなった。透磁率μ´が著しく小さくなり、特定周波数ｆが存在しなかった。Ｂの含有量（ｂ）が大きすぎる試料番号２８は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。
【０１１１】
Ｐの含有量（ｃ）が小さすぎる試料番号２９は熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが大きくなった。さらに透磁率μ´が小さくなり特性周波数ｆが小さくなった。Ｐの含有量（ｃ）が大きすぎる試料番号３６は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。
【０１１２】
Ｓｉの含有量（ｄ）が大きすぎる試料番号４７は熱処理後の保磁力Ｈｃが大きくなった。Ｃの含有量（ｅ）が大きすぎる試料番号４１は熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが大きくなった。さらに透磁率μ´が小さくなり特性周波数ｆが小さくなった。
【０１１３】
表３は試料番号１１、１４および１８についてＭの種類を変化させた実施例である。試料番号５３〜６１は試料番号１４についてＭの種類を変化させた実施例である。試料番号６２〜７０は試料番号１１についてＭの種類を変化させた実施例である。試料番号７１〜７９は試料番号１８についてＭの種類を変化させた実施例である。
【０１１４】
表３より、Ｍの種類を変化させても良好な特性を示した。
【０１１５】
表４は試料番号１１のＦｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換した実施例である。
【０１１６】
表４より、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。
【０１１７】
（実験例３）
実験例３では、試料番号１１について、溶融状態の金属温度および薄帯作製後の熱処理条件を適宜変化させて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。結果を表５に示す。なお、表５に記載した試料は全て透磁率μ´が良好であった。
【０１１８】
【表５】
2019123930.tif 000007
【０１１９】
表５より、初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであり、Ｆｅ基ナノ結晶合金の平均粒径が５〜３０ｎｍである場合には、上記の範囲を外れる場合と比較して飽和磁束密度Ｂｓと保磁力Ｈｃが共に良好であった。
【０１２０】
（実験例４）
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。なお、試料番号９および１０は実験例１の試料番号９および１０と同一である。
【０１２１】
その後、作製した母合金を加熱して溶融させ、１２５０℃の溶融状態の金属とした後に、ロールを回転速度２５ｍ／ｓｅｃ．で回転させる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。なお、ロールの材質はＣｕとした。
【０１２２】
試料番号２０１および２０２は図２に示す方向にロールを回転させ、ロール温度は３０℃とした。また、試料番号２０１および２０２では、ロール回転速度を調整することで、得られる薄帯の厚さを２０μｍ〜３０μｍ、薄帯の幅を４ｍｍ〜５ｍｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
【０１２３】
試料番号２０３〜２０９は図１に示す方向にロールを回転させ、ロール温度は７０℃とした。また、試料番号２０３〜２０９では、チャンバー内と噴射ノズル内との差圧１０５ｋＰａ、ノズル径５ｍｍスリット、流化量５０ｇ、ロール径φ３００ｍｍとすることで、得られる薄帯の厚さを約２０μｍ〜３０μｍ、薄帯の幅を４ｍｍ〜５ｍｍ、薄帯の長さを数十ｍとした。
【０１２４】
得られた各薄帯に対してＸ線回折測定を行い、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶の有無を確認した。そして、粒径が３０ｎｍ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３０ｎｍ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。なお、後述する試料番号２７４を除く全ての実施例において、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た。
【０１２５】
その後、各実施例および比較例の薄帯に対し、下表に示す条件で熱処理を行った。熱処理後の各薄帯に対し、比抵抗、飽和磁束密度、保磁力および透磁率μ´を測定した。比抵抗（ρ）は４探針法による抵抗率測定で測定した。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。透磁率μ´はインピーダンスアナライザを用いて周波数を変化させながら測定し、透磁率μ´が１００００となるときの周波数（以下、特定周波数ｆともいう）で評価した。実験例４〜６では、比抵抗は、１００μΩｃｍ以上を◎、８０μΩｃｍ以上１００μΩｃｍ未満を○、８０μΩｃｍ未満を×とした。また、◎、○、×の順に評価が高く、◎または○である場合を良好とした。飽和磁束密度は１．５０Ｔ以上を良好とした。保磁力は４．０Ａ／ｍ以下を良好とした。透磁率μ´については、特定周波数ｆが７０ｋＨｚ以上である場合に透磁率μ´が良好であるとした。
【０１２６】
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、熱処理の前後で合金組成に変化がないことについてＩＣＰ分析を用いて確認した。
【０１２７】
【表６】
2019123930.tif 000008
【０１２８】
表６より、各成分の含有量が所定の範囲内であり、ロール接触距離およびロール温度を好適に制御した試料番号２０６は全ての特性が良好であった。これに対し、各成分の含有量（特にＰの含有量および／またはｃの含有量）が所定の範囲外である試料番号２０１〜２０５，２０７〜２０９は、いずれかの特性が悪化した。
【０１２９】
（実験例５）
実験例５では、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、母合金を作製した点以外は実験例４の試料番号２０６と同条件で実施した。
【０１３０】
【表７】
2019123930.tif 000009
【０１３１】
【表８】
2019123930.tif 000010
【０１３２】
【表９】
2019123930.tif 000011
【０１３３】
表７はＭの含有量（ａ）、Ｂの含有量（ｂ）、Ｐの含有量（ｃ）、Ｓｉの含有量（ｄ）およびＣの含有量（ｅ）の含有量を変化させた実施例を記載したものである。なお、Ｍの種類はＮｂとしている。各成分の含有量が所定の範囲内である実施例は比抵抗ρ、飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃ、および透磁率μ´が良好であった。
【０１３４】
Ｍの含有量（ａ）が小さすぎる試料番号２１１は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが著しく大きくなった。透磁率μ´が著しく小さくなり、特定周波数ｆが存在しなかった。Ｍの含有量（ａ）が大きすぎる試料番号２２０は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。
【０１３５】
Ｂの含有量（ｂ）が小さすぎる試料番号２２１は熱処理前の薄帯が結晶相からなり、熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが著しく大きくなった。透磁率μ´が著しく小さくなり、特定周波数ｆが存在しなかった。Ｂの含有量（ｂ）が大きすぎる試料番号２２８は飽和磁束密度Ｂｓが低下した。
【０１３６】
Ｐを含有しない（ｃ＝０）比較例およびＣを含有しない（ｅ＝０）比較例は熱処理後の比抵抗ρが小さくなり保磁力Ｈｃが大きくなる傾向にあった。さらに透磁率μ´が小さくなり特性周波数ｆが小さくなる傾向にあった。Ｃの含有量（ｅ）が大きすぎる比較例は飽和磁束密度Ｂｓが低下する他、透磁率μ´が低下し、特定周波数ｆが低下する傾向にあった。
【０１３７】
Ｓｉの含有量（ｄ）が大きすぎる試料番号２５２は飽和磁束密度が大きくなった。
【０１３８】
表８は試料番号２０６についてＭの種類を変化させた実施例である。
【０１３９】
表８より、Ｍの種類を変化させても良好な特性を示した。
【０１４０】
表９は試料番号２０６のＦｅの一部をＸ１および／またはＸ２で置換した実施例である。
【０１４１】
表９より、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。
【０１４２】
また、表９に記載された各試料のうち、Ｆｅの一部をＸ２で置換した試料について、粒径が３０ｎｍ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（本発明の第２の観点に係る軟磁性合金）の得やすさを確認した。具体的には、粒径が３０ｎｍよりも大きい結晶からなる結晶相が生成しやすくなるように、得られる薄帯の厚さを約４０μｍ〜５０μｍとした。結果を表１０に示す。
【０１４３】
【表１０】
2019123930.tif 000012
【０１４４】
表１０より、表９に記載された各試料について、得られる薄帯の厚さを約４０μｍ〜５０μｍとしても粒径が３０ｎｍ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が得られた。
【０１４５】
（実験例６）
実験例６では、試料番号２０６について、溶融状態の金属温度および薄帯作製後の熱処理条件を適宜変化させて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。結果を表１１に示す。なお、表１１に記載した試料は全て透磁率μ´が良好であった。
【０１４６】
【表１１】
2019123930.tif 000013
【０１４７】
表１１より、初期微結晶の平均粒径が０．３〜１０ｎｍであり、Ｆｅ基ナノ結晶合金の平均粒径が５〜３０ｎｍである場合には、上記の範囲を外れる場合と比較して飽和磁束密度Ｂｓと保磁力Ｈｃが共に良好であった。
【符号の説明】
【０１４８】
２１，３１…  ノズル
２２，３２…  溶融金属
２３，３３…  ロール
２４，３４…  薄帯
２５，３５…  チャンバー
２６…  剥離ガス噴射装置
【図１】
2019123930.tif 000014
【図２】
2019123930.tif 000015