特許 6181346 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6181346

(24)【登録日】2017年7月28日

(45)【発行日】2017年8月16日

(54)【発明の名称】合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20170807BHJP

   C21D 6/00 20060101ALI20170807BHJP

   C22C 45/02 20060101ALI20170807BHJP

   H01F 1/14 20060101ALI20170807BHJP

   H01F 1/153 20060101ALI20170807BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 303S

   C21D6/00 C

   C22C45/02 A

   H01F1/14

   H01F1/153

【請求項の数】23

【全頁数】23

(21)【出願番号】特願2011-37176(P2011-37176)

(22)【出願日】2011年2月23日

(65)【公開番号】特開2012-12699(P2012-12699A)

(43)【公開日】2012年1月19日

【審査請求日】2014年2月3日

【審判番号】不服2016-900(P2016-900/J1)

【審判請求日】2016年1月20日

(31)【優先権主張番号】特願2010-67023(P2010-67023)

(32)【優先日】2010年3月23日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】特願2010-129250(P2010-129250)

(32)【優先日】2010年6月4日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】000134257

【氏名又は名称】株式会社トーキン

(73)【特許権者】

【識別番号】504157024

【氏名又は名称】国立大学法人東北大学

(74)【代理人】

【識別番号】100117341

【弁理士】

【氏名又は名称】山崎 拓哉

(72)【発明者】

【氏名】浦田 顕理

(72)【発明者】

【氏名】八巻 真

(72)【発明者】

【氏名】松元 裕之

(72)【発明者】

【氏名】吉田 栄吉

(72)【発明者】

【氏名】牧野 彰宏

【合議体】

【審判長】 鈴木 正紀

【審判官】 河本 充雄

【審判官】 板谷 一弘

(56)【参考文献】

【文献】 国際公開第２０１０／０２１１３０（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２００８−２３１４６３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００６−３１２７７７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２００８／１２９８０３（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 国際公開第２００８／１３３３０２（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２００７−１０７０９５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−２３１５３３（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

C22C38/00-45/10

H01F 1/14, 1/153

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

主相としてアモルファス相を有する組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚの合金組成物であって、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合金組成物であり、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０＜ｃ≦８ａｔ％、０＜ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２であり、残部が不純物である合金組成物において、前記不純物のうちのＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量については、０．０００４≦Ａｌ≦０．３質量％、０．０００３≦Ｔｉ≦０．３質量％、０．００１≦Ｍｎ≦１．０質量％、０．０００３≦Ｓ≦０．３質量％、０．００１≦Ｏ≦０．３質量％、０．０００４≦Ｎ≦０．１質量％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、１≦ｘ≦８ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦１．２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、８１≦ａ≦８６ａｔ％、６≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦６ａｔ％、２≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦４ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦１．２である、合金組成物。

【請求項4】

請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の合金組成物であって、０≦ｙ≦３ａｔ％、０．６≦ｚ≦１．３ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である、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、Ｆｅの一部を、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下である、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の一部を、Ｃａ，Ｍｇ，Ｖのうち１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃａ，Ｍｇ，Ｖのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下である、合金組成物。

【請求項7】

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、８１≦ａ≦８６ａｔ％であり、Ｆｅの一部をＣｏ，Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以上、３０ａｔ％以下である、合金組成物。

【請求項8】

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、８３≦ａ≦８６ａｔ％、６≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦６ａｔ％、２≦ｘ≦６ａｔ％、及び０．６≦ｚ≦１．２ａｔ％であり、Ｆｅの一部をＣｏ，Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以上、２０ａｔ％以下である、合金組成物。

【請求項9】

請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の合金組成物であって、前記不純物であるＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０．０００４≦Ａｌ≦０．１質量％、０．０００３≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００３≦Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００４≦Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。

【請求項10】

請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の合金組成物であって、前記不純物であるＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０．０００４≦Ａｌ≦０．１質量％、０．０００３≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００３≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００４≦Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物。

【請求項11】

請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の合金組成物であって、前記不純物であるＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０．０００４≦Ａｌ≦０．０１質量％、０．０００３≦Ｔｉ≦０．００５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．１質量％、０．０００３≦Ｓ≦０．０１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．０５質量％、０．０００４≦Ｎ≦０．００１質量％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、連続薄帯形状を有する合金組成物。

【請求項13】

請求項１２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14】

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、粉末形状を有する合金組成物。

【請求項15】

請求項１乃至請求項１４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（Ｔ_ｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）の差（ΔＴ＝Ｔ_ｘ２−Ｔ_ｘ１）が１００℃〜２００℃である合金組成物。

【請求項16】

請求項１乃至請求項１５のいずれかに記載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する合金組成物。

【請求項17】

請求項１乃至請求項１６のいずれかに記載の合金組成物を用いて構成された磁性部品。

【請求項18】

請求項１乃至請求項１６のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、処理温度が前記合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）−５０℃以上であるという条件において前記合金組成物を熱処理するステップとを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法。

【請求項19】

請求項１８記載の製造方法により製造されたＦｅ基ナノ結晶合金。

【請求項20】

請求項１９記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１０，０００以上の透磁率と、１．６５Ｔ以上の磁束飽和密度とを有するＦｅ基ナノ結晶合金。

【請求項21】

請求項１９又は請求項２０記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が５〜２５ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶合金。

【請求項22】

請求項１９乃至請求項２１のいずれかに記載のＦｅ基ナノ結晶合金であって、１０×１０−６以下の飽和磁歪を有するＦｅ基ナノ結晶合金。

【請求項23】

請求項１９乃至請求項２２のいずれかに記載のＦｅ基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、トランスやインダクタ、モータの磁芯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】

Ｆｅ基ナノ結晶合金を製造する際にＮｂ等の非磁性金属元素を用いると飽和磁束密度が低下するという問題が生じる。Ｆｅ量を増加させ、Ｎｂ等の非磁性金属元素の量を減らすことで飽和磁束密度を増加させることはできるが、結晶粒が粗大になるという問題が生じる。かかる問題をクリアするＦｅ基ナノ結晶合金としては、例えば特許文献１、２及び３に開示されているものがある。

【0003】

また、工業化に際しＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｆｅ−Ｎｂ等の低価格な工業原料を使用すると、不純物として含有されているＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ等が靭性を劣化させる。また、不純物は結晶の形成にも多大な影響を与え、ナノ結晶合金の軟磁気特性が劣化し更に軟磁気特性のバラツキも大きくなる。このため、特許文献４には不純物の量を規定した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】

【0004】

【特許文献1】特開平０３−００８３０３号公報

【特許文献2】特開２００７−１０７０９４号公報

【特許文献3】特開２００７−２７０２７１号公報

【特許文献4】特開２００８−２３１４６３号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

しかしながら、特許文献１のＦｅ基ナノ結晶合金はＮｂを含み、更に低Ｆｅ組成であるためＣｏを添加しても飽和磁束密度Ｂｓは１．５Ｔと低い。特許文献２、３のＦｅ基ナノ結晶合金は飽和磁束密度Ｂｓが高いものの、急冷状態で多量に結晶を析出させるため靭性に乏しい。また両者とも実施例として１３〜１４原子％（ａｔ％）程度の多量のＢを含有する若しくはＰを含まない高融点組成となっている。更に、特許文献２、３のＦｅ基ナノ結晶合金は、磁歪が大きく透磁率が低い。

【0006】

特許文献４のＦｅ基ナノ結晶合金においては、許容される不純物の量が狭い範囲に留まる。また、Ｐの含有量は０．００１〜０．５重量％と狭い範囲で好ましいとされており、その実施例においても低Ｐ組成の例のみが示されている。

【0007】

そこで、本発明は、不純物の多い工業原料を用いた場合でも安定して製造することが可能なＦｅ基ナノ結晶合金であって、高Ｆｅ組成であり、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力と高い透磁率を有するＦｅ基ナノ結晶合金と、それを製造する方法と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】

本発明の発明者は、鋭意検討の結果、Ｐを必須とした特定の合金組成物であって不純物の量が所定の範囲に収まる合金組成物を、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力と高い透磁率を有する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。ここで特定の合金組成物は、所定の組成式で表され、主相としてアモルファス相を有しており、且つ、優れた靭性を有している。特定の合金組成物を熱処理すると、ｂｃｃＦｅ相からなるナノ結晶を析出させることができる。この磁化の高いｂｃｃＦｅからなるナノ結晶を析出させることで高い飽和磁束密度が可能になる。また負の磁歪であるナノ結晶相と正の磁歪である残留アモルファス相の相殺によりＦｅ基ナノ結晶合金の飽和磁歪を大幅に低減することができる。この低減された飽和磁歪は、低い保磁力と高い透磁率をもたらす。このように、特定の合金組成物は、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力Ｈｃと高い透磁率を有するＦｅ基ナノ結晶合金を得るための出発原料として有益な材料である。

【0009】

本発明によれば、第１の合金組成物として、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚの合金組成物であって、
７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０＜ｃ≦８ａｔ％、０＜ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２である合金組成物において、更にＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０≦Ａｌ≦０．３質量％、０≦Ｔｉ≦０．３質量％、０≦Ｍｎ≦１．０質量％、０≦Ｓ≦０．３質量％、０≦Ｏ≦０．３質量％、０≦Ｎ≦０．１質量％である、合金組成物が得られる。

【0010】

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、１≦ｘ≦８ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦１．２である、合金組成物が得られる。

【0011】

また、本発明によれば、第３の合金組成物として、第１又は第２の合金組成物であって、８１≦ａ≦８６ａｔ％、６≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦６ａｔ％、２≦ｘ≦５ａｔ％、０≦ｙ≦４ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦１．２である、合金組成物が得られる。

【0012】

また、本発明によれば、第４の合金組成物として、第１乃至第３の合金組成物のいずれかであって、０≦ｙ≦３ａｔ％、０．６≦ｚ≦１．３ａｔ％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である、合金組成物が得られる。

【0013】

また、本発明によれば、第５の合金組成物として、第１乃至第４の合金組成物のいずれかであって、Ｆｅの一部を、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下である、合金組成物が得られる。

【0014】

また、本発明によれば、第６の合金組成物として、第１乃至第５の合金組成物のいずれかであって、Ｆｅの一部を、Ｃａ，Ｍｇ，Ｖのうち１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃａ，Ｍｇ，Ｖのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以下である、合金組成物が得られる。

【0015】

また、本発明によれば、第７の合金組成物として、第１乃至第６の合金組成物のいずれかであって、８１≦ａ≦８６ａｔ％であり、Ｆｅの一部をＣｏ，Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以上、３０ａｔ％以下である、合金組成物が得られる。

【0016】

また、本発明によれば、第８の合金組成物として、第１乃至第６の合金組成物のいずれかであって、８３≦ａ≦８６ａｔ％、６≦ｂ≦１０ａｔ％、１≦ｃ≦６ａｔ％、２≦ｘ≦６ａｔ％、及び０．６≦ｚ≦１．２ａｔ％であり、Ｆｅの一部をＣｏ，Ｎｉのうちの１種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ｃｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素は組成全体の３ａｔ％以上、２０ａｔ％以下である、合金組成物が得られる。

【0017】

また、本発明によれば、第９の合金組成物として、第１乃至第８の合金組成物のいずれかであって、Ｏの含有量が０．００１≦Ｏ≦０．３質量％である、合金組成物が得られる。

【0018】

また、本発明によれば、第１０の合金組成物として、第１乃至第８の合金組成物のいずれかであって、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０＜Ａｌ≦０．１質量％、０＜Ｔｉ≦０．０５質量％、０＜Ｍｎ≦０．５質量％、０＜Ｓ≦０．１質量％、０．００１≦Ｏ≦０．１質量％、０＜Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物が得られる。

【0019】

また、本発明によれば、第１１の合金組成物として、第１乃至第８の合金組成物のいずれかであって、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０．０００４≦Ａｌ≦０．１質量％、０．０００３≦Ｔｉ≦０．０５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％、０．０００３≦Ｓ≦０．１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．１質量％、０．０００４≦Ｎ≦０．０１質量％である、合金組成物が得られる。

【0020】

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８の合金組成物のいずれかであって、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量が０．０００４≦Ａｌ≦０．０１質量％、０．０００３≦Ｔｉ≦０．００５質量％、０．００１≦Ｍｎ≦０．１質量％、０．０００３≦Ｓ≦０．０１質量％、０．０１≦Ｏ≦０．０５質量％、０．０００４≦Ｎ≦０．００１質量％である、合金組成物が得られる。

【0021】

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、連続薄帯形状を有する合金組成物が得られる。

【0022】

また、本発明によれば、第１４の合金組成物として、第１３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。

【0023】

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１２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。

【0024】

また、本発明によれば、第１６の合金組成物として、第１乃至第１５の合金組成物のいずれかであって、第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）の差（ΔＴ＝Ｔ_ｘ２−Ｔ_ｘ１）が１００℃〜２００℃である合金組成物が得られる。

【0025】

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１６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。

【0026】

また、本発明によれば、第１乃至第１７の合金組成物のいずれかを用いて構成された磁性部品が得られる。

【0027】

また、本発明によれば、第１乃至第１７の合金組成物のいずれかを用意するステップと、処理温度が前記合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）−５０℃以上であるという条件において前記合金組成物を熱処理するステップとを含む、Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法が得られる。

【0028】

また、本発明によれば、第１のＦｅ基ナノ結晶合金として、前記製造方法により製造されたＦｅ基ナノ結晶合金が得られる。

【0029】

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、１０，０００以上の透磁率と、１．６５Ｔ以上の磁束飽和密度とを有するＦｅ基ナノ結晶合金が得られる。

【0030】

また、本発明によれば、第３のＦｅ基ナノ結晶合金として、第１又は第２のＦｅ基ナノ結晶合金であって、平均粒径が５〜２５ｎｍであるＦｅ基ナノ結晶合金が得られる。

【0031】

また、本発明によれば、第４のＦｅ基ナノ結晶合金として、第１乃至第３のＦｅ基ナノ結晶合金のいずれかであって、１０×１０^−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。

【0032】

更に、本発明によれば、第１乃至第４のＦｅ基ナノ結晶合金のいずれかを用いて構成された磁性部品が得られる。

【発明の効果】

【0033】

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、飽和磁歪が低く、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力と高い透磁率を有しており、磁性部品の小型化、高効率化に好適である。また、本発明の合金組成物は、所定の範囲の量の不純物を含む安価な工業原料を使用して製造することが可能である。

【図面の簡単な説明】

【0034】

【図1】本発明の実施例のうちの一つの高分解能ＴＥＭ像である。

【図2】本発明の実施例と比較例の熱処理温度と鉄損Ｐｃｍの関係を示す図である。

【図3】本発明の実施例と比較例のＣｏ添加量における飽和磁束密度Ｂｓと保磁力Ｈｃとの関係を示す図である。

【図4】本発明の実施例のうちの他の一つの高分解能ＴＥＭ像である。

【発明を実施するための形態】

【0035】

本発明の実施の形態による合金組成物は、Ｆｅ基ナノ結晶合金の出発原料として好適であり、組成式Ｆｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚを主成分とするものである。ここで、本実施の形態による合金組成物は、ａ，ｂ，ｃ，ｘ，ｙ，ｚ及びｚ／ｘについて、７９≦ａ≦８６ａｔ％；５≦ｂ≦１３ａｔ％；０＜ｃ≦８ａｔ％；０＜ｘ≦１０ａｔ％；０≦ｙ≦５ａｔ％；０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％；及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２を満たしている。また、本発明の実施の形態による合金組成物は、不純物としてＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎを０≦Ａｌ≦０．３質量％；０≦Ｔｉ≦０．３質量％；０≦Ｍｎ≦１．０質量％；０≦Ｓ≦０．３質量％；０≦Ｏ≦０．３質量％；０≦Ｎ≦０．１質量％だけ含有していてもよい。

【0036】

なお、ｘ，及びｚ／ｘについて、次の条件を満たすことが好ましい：１≦ｘ≦８ａｔ％；及び０．０８≦ｚ／ｘ≦１．２。また、ａ，ｂ，ｃ，ｘ，ｙ，ｚ及びｚ／ｘについて、次の条件を満たすことが更に好ましい：８１≦ａ≦８６ａｔ％；６≦ｂ≦１０ａｔ％；１≦ｃ≦６ａｔ％；２≦ｘ≦５ａｔ％；０≦ｙ≦４ａｔ％；０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％；及び０．０８≦ｚ／ｘ≦１．２。また、ｙ，ｚ，及びｚ／ｘについて、次の条件を満たすことが更に好ましい：０≦ｙ≦３ａｔ％；０．６≦ｚ≦１．３ａｔ％；及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８。

【0037】

なお、Ｆｅの一部を、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち１種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下である。更に、Ｆｅの一部を、Ｃａ，Ｍｇ，Ｖのうち１種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Ｃａ，Ｍｇ，Ｖのうち１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下である。更に、８１≦ａ≦８６ａｔ％の条件を満たす合金組成物について、Ｆｅの一部をＣｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Ｃｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の３ａｔ％以上、３０ａｔ％以下である。更に、８３≦ａ≦８６ａｔ％；６≦ｂ≦１０ａｔ％；１≦ｃ≦６ａｔ％；２≦ｘ≦６ａｔ％；及び０．６≦ｚ≦１．２ａｔ％の条件を満たす合金組成物について、Ｆｅの一部をＣｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Ｃｏ，Ｎｉのうち１種類以上の元素は合金組成物の組成全体の３ａｔ％以上、２０ａｔ％以下である。

【0038】

また、不純物であるＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｏ，Ｎの含有量は、０．００１≦Ｏ≦０．３質量％の条件を満たすことが好ましく、０＜Ａｌ≦０．１質量％；０＜Ｔｉ≦０．０５質量％；０＜Ｍｎ≦０．５質量％；０＜Ｓ≦０．１質量％；０．００１≦Ｏ≦０．１質量％；及び０＜Ｎ≦０．０１質量％の条件を満たすことが更に好ましい。また、０．０００４≦Ａｌ≦０．１質量％；０．０００３≦Ｔｉ≦０．０５質量％；０．００１≦Ｍｎ≦０．５質量％；０．０００３≦Ｓ≦０．１質量％；０．０１≦Ｏ≦０．１質量％；及び０.０００４≦Ｎ≦０．０１質量％の条件を満たすことが更に好ましい。また、０．０００４≦Ａｌ≦０．０１質量％；０．０００３≦Ｔｉ≦０．００５質量％；０．００１≦Ｍｎ≦０．１質量％；０．０００３≦Ｓ≦０．０１質量％；０．０１≦Ｏ≦０．０５質量％；及び０.０００４≦Ｎ≦０．００１質量％の条件を満たすことが更に好ましい。

【0039】

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の割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より少ないと、望ましい飽和磁束密度が得られない。Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、液体急冷条件下におけるアモルファス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。即ち、Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、均質なナノ結晶組織が得られず、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Ｆｅの割合は、７９ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であるのが望ましい。特に１．７Ｔ以上の飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅの割合が８１ａｔ％以上であることが好ましく、更に１．７５Ｔの飽和磁束密度が必要とされる場合は、Ｆｅの割合が８３ａｔ％以上であることが好ましく、更に１．８０Ｔの飽和磁束密度が必要とされる場合は、Ｆｅの割合が８４ａｔ％以上であることが好ましい。また原料価格の観点から過剰の添加は好ましくないが、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉ等と置換することで飽和磁束密度の更なる向上が可能になる。具体的には、１．８５Ｔ以上の飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅのうち合金組成物の組成全体の３ａｔ％以上、３０ａｔ％以下の量をＣｏ、Ｎｉ等と置換するのが好ましく、更に保磁力を２０Ａ／ｍ以下に低減させるためにはＦｅのうち合金組成物の組成全体の３ａｔ％以上、２０ａｔ％以下の量をＣｏ、Ｎｉ等と置換するのが好ましい。

【0040】

上記合金組成物において、Ｂ元素はアモルファス相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が５ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。Ｂの割合が１３ａｔ％より多いと、ΔＴ（第１結晶化開始温度と第２結晶化開始温度の間の温度差）が減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができず、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Ｂの割合は、５ａｔ％以上、１３ａｔ％以下であることが望ましい。特に、Ｂの割合を６ａｔ％以上とすると、アモルファス形成能が改善され連続薄帯を安定して作製できる。また、Ｂの割合が多いと、融解温度（融点）が高くなることから、量産化のため合金組成物が低い融点を有する必要がある場合、Ｂの割合が１０ａｔ％以下であることが好ましい。

【0041】

上記合金組成物において、Ｓｉ元素はアモルファス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。Ｓｉを含むことによりΔＴが増加し、ナノ結晶化の熱処理が容易になる。Ｓｉの割合が８ａｔ％よりも多いと、飽和磁束密度とアモルファス形成能が低下し、更に軟磁気特性が劣化する。従って、Ｓｉの割合は、８ａｔ％以下（０を含まない）であることが望ましい。特にＳｉの割合が１ａｔ％以上、６ａｔ％以下であると、アモルファス形成能が改善され連続薄帯を安定して作製でき、また、ΔＴが増加することで均質なナノ結晶を得ることができる。

【0042】

上記合金組成物において、Ｐ元素はアモルファス形成を担う必須元素である。本実施の形態においては、Ｂ元素、Ｓｉ元素及びＰ元素の組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、アモルファス形成能やナノ結晶の安定性を高めることとしている。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。従って、Ｐの割合は０より大きくなければならない。Ｐの割合が１０ａｔ％より多いと、飽和磁束密度が低下し軟磁気特性が劣化する。従って、Ｐの割合は、１０ａｔ％以下（０を含まない）であることが好ましい。Ｐの割合が１ａｔ％より少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。従って、Ｐの割合は、１ａｔ％以上であることがより好ましく、１．７Ｔ以上の飽和磁束密度を得るためには８ａｔ％以下であることが好ましい。特にＰの割合が２ａｔ％以上、６ａｔ％以下（より好ましくは５ａｔ％以下）であると、アモルファス形成能が向上し、連続薄帯を安定して作製することができる。

【0043】

上記合金組成物において、Ｃ元素はアモルファス形成を担う元素である。本実施の形態においては、Ｂ元素、Ｓｉ元素、Ｐ元素、Ｃ元素の組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、アモルファス形成能やナノ結晶の安定性を高めることとしている。また、Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の半金属量が低減され、総材料コストが低減される。但し、Ｃの割合が５ａｔ％を超えると、合金組成物が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Ｃの割合は、５ａｔ％以下であることが望ましく、４ａｔ％以下であることが更に好ましい。特にＣの割合が３ａｔ％以下であると、溶解時におけるＣの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えることができる。

【0044】

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。ここで、Ｓｉ元素、Ｂ元素及びＰ元素とＣｕ元素との組み合わせ又はＳｉ元素、Ｂ元素、Ｐ元素及びＣ元素とＣｕ元素との組み合わせがナノ結晶化に寄与することは、本発明前には知られていなかった点に着目すべきである。また、Ｃｕ元素は基本的に高価であり、Ｆｅの割合が８１ａｔ％以上である場合には、合金組成物の脆化や酸化を生じさせやすい点に注意すべきである。なお、Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より少ないと、ナノ結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が１．４ａｔ％より多いと、アモルファス相からなる前駆体が不均質になり、そのためＦｅ基ナノ結晶合金の形成の際に均質なナノ結晶組織が得られず、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｃｕの割合は、０．４ａｔ％以上、１．４ａｔ％以下であることが好ましい。特に合金組成物の脆化や酸化、またはナノ結晶への粒成長への影響を考慮するとＣｕの割合は０．６ａｔ％以上、１．３ａｔ％以下であることが好ましく、１．２ａｔ％以下であることが更に好ましい。また、アモルファス形成能を考慮するとＣｕの割合は１．０ａｔ％以下であることが更に好ましい。

【0045】

Ｐ原子とＣｕ原子との間には強い引力がある。従って、合金組成物が特定の比率のＰ元素とＣｕ元素とを含んでいると、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ｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金は平均粒径が２５ｎｍ以下であるｂｃｃＦｅ結晶を含んでいる。本実施の形態において、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）との特定の比率（ｚ／ｘ）は、０．０６以上、１．２以下である。この範囲以外では、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せない。なお、特定の比率（ｚ／ｘ）は、１．７Ｔ以上の飽和磁束密度を得るためには０．０８以上が好ましく、合金組成物の脆化及び酸化を考慮すると、０．８以下であることが好ましい。

【0046】

なお、耐食性やアモルファス形成能の改善、電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲でＦｅの一部（合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下の量）を、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｙ及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してもよい。またアモルファス形成能の改善、結晶粒粗大化の抑制のためＦｅの一部（合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下の量）をＣａ，Ｍｇ，Ｖのうち、１種類以上の元素で置換してもよい。

【0047】

上記合金組成物において、Ａｌは工業原料を用いることで混入する不純物である。原料として高純度の試薬を用いるとＡｌの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Ａｌを０．０００４質量％以上含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。特に本実施の形態による合金組成物においては、Ａｌを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。また本実施の形態においては、Ａｌの割合が０．３質量％より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Ａｌの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特にＡｌの割合が０．１質量％以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製でき、更にＡｌの割合を０．０１質量％以下にすることで、３０μｍ以上の比較的厚い薄帯を安定的に作製できる。更にＡｌを含有させることで結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができるため軟磁気特性の向上が見込める。

【0048】

上記合金組成物において、Ｔｉは工業原料を用いることで混入する不純物である。Ａｌと同様に、原料として高純度の試薬を用いるとＴｉの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Ｔｉを０．０００３質量％以上含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。特に本実施の形態による合金組成物においては、Ｔｉを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。また本実施の形態においては、Ｔｉの割合が０．３質量％より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Ｔｉの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特にＴｉの割合が０．０５質量％以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製でき、更に０．００５質量％以下にすることで、３０μｍ以上の比較的厚い薄帯を安定的に作製できる。更にＴｉを含有させることで結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができるため軟磁気特性の向上が見込める。

【0049】

上記合金組成物において、Ｍｎは工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。ＭｎもＡｌ等と同様に、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Ｍｎを０．００１質量％以上含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。Ｍｎはアモルファス形成能を向上させる効果があり、０．０１質量％以上含まれていても良い。また、Ｍｎを含有させることで結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができるため軟磁気特性の向上が見込める。ただしＭｎの割合が１．０質量％より多いと飽和磁束密度が低下する。従って、Ｍｎの割合は１．０質量％以下であることが望ましい。また、Ｍｎの割合は１．７Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができる０．５質量％以下であることが好ましく、０．１質量％以下であることが更に好ましい。

【0050】

上記合金組成物において、Ｓは工業原料を用いることで混入する不純物である。ＳもＡｌ等と同様に、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Ｓを含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。Ｓは融点を低減させる効果、及び溶融状態での粘性の低減させる効果を有する。またアトマイズによる粉末の作製において粉末の球状化を促進させる効果を有する。そのためアトマイズにて粉末を作製する場合はＳが０．０００３質量％以上含まれていることが好ましい。ただしＳの割合が０．３質量％より多いと靭性が低下し、また熱的安定性の低下により、ナノ結晶化後の軟磁気特性も劣化する。従って、Ｓの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特にＳの割合が０．１質量％以下の場合、軟磁気特性が良好で磁気特性のバラツキが小さい薄帯を得ることができる。Ｓの割合は０．０１質量％以下であることが更に好ましい。

【0051】

上記合金組成物において、Ｏは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製するには雰囲気を制御できるチャンバー中で製造すると酸化や変色が抑制され、更に薄帯表面を平滑にすることができるが製造コストが高くなる。本実施の形態においては、大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせＯが０．００１質量％以上含有される製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更に安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。更に水アトマイズ法やガスアトマイズ法などによる粉末作製においても同様であり、Ｏが０．０１質量％以上含有される製造方法においても表面状態が良好で球状の成形性に優れ、安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。更に絶縁性を上げ周波数特性を向上させるために酸化雰囲気中で熱処理を施し表面に酸化被膜を形成させることも可能である。また本実施の形態においては、Ｏの割合が０．３質量％より多いと表面が変色し磁気特性が劣化すると同時に占積率や成形性が低下する。従って、Ｏの割合は０．３質量％以下であることが望ましい。特に薄帯形状の合金組成物の場合はＯの磁気特性に与える影響が大きく０．１質量％以下であることが好ましく、更に０．０５質量％以下であることが好ましい。

【0052】

上記合金組成物において、Ｎは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製する際、大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせＮが０．０００４質量％以上含有される製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更にナノ結晶化の熱処理時においても真空中でなくＮガスフロー中で熱処理を施しても安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。また本実施の形態においては、Ｎの割合が０．１質量％より多いと軟磁気特性が劣化する。従って、Ｎの割合は０．１質量％以下であることが望ましい。特にＮの割合が０．０１質量％以下の場合、軟磁気特性の良好で磁気特性のバラツキの小さい薄帯を得ることができる。Ｎの割合は０．００１質量％以下であることが更に好ましい。

【0053】

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、薄帯の合金組成物を粉砕することで作製してもよい。また薄帯や粉末などの合金組成物はアルゴンや窒素などの不活性雰囲気中又は真空中で製造することが出来るが大気中でも問題なく作製することもできる。また窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせて製造することも可能である。

【0054】

特に、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（×）。後述する評価においては、長さ３ｃｍの薄帯試料をその中心において折り曲げて密着曲げできたか（○）破断したか（×）をチェックした。

【0055】

なお、本実施の形態による合金組成物は、非晶質と、非晶質中に存在する平均粒径が０．３〜１０ｎｍである初期微結晶とからなるナノヘテロ構造を有している。

【0056】

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。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。換言すれば、本実施の形態による合金組成物を用いて、様々な磁性部品を構成することができる。

【0057】

本実施の形態による合金組成物は低い融解温度（融点）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。

【0058】

本実施の形態における合金組成物では、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃの量を定めることにより高Ｆｅ組成でありながら低い融解温度が可能でなる。このように融解温度を低減すると、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、非晶質形成の際に低温から急冷することができるため、冷却速度は向上する。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ることで軟磁気特性の向上が見込まれる。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。

【0059】

本実施の形態による合金組成物は主相としてアモルファス相を有している。従って、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。最初に結晶化が開始した温度を第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）とし、２回目の結晶化が開始した温度を第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）とする。また、第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）の間の温度差をΔＴ＝Ｔ_ｘ２−Ｔ_ｘ１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（Ｔ_ｘ１）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。

【0060】

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）−５０℃）以上で熱処理すると、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。なお、磁気特性を劣化させる要因であるＦｅ−Ｂ等の化合物相を抑制させるためには、第２結晶化開始温度以下で熱処理する必要がある。Ｆｅ基ナノ結晶合金形成の際に均質なナノ結晶組織を得るためには、合金組成物の第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）と第２結晶化開始温度（Ｔ^ｘ２）の差ΔＴが１００℃以上２００℃以下であることが好ましい。熱処理は通常アルゴンや窒素などの不活性雰囲気中で行うが、真空中や酸化雰囲気中で行っても良い。また磁気特性制御をするため応力下又は磁場中で誘導磁気異方性を付加して熱処理することも可能である。

【0061】

このようにして得られた本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金の平均粒径は５〜２５ｎｍであり、１０，０００以上の高い透磁率と１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度を有する。特に、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）並びに特定の比率（ｚ／ｘ）や熱処理条件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。軟磁気特性の劣化を避けるため、飽和磁歪は１０×１０^−６以下であることが望ましく、更に、２０，０００以上の高透磁率を得るため、飽和磁歪は５×１０^−６以下であることが好ましい。また低損失の材料として使用するためには、保磁力は２０Ａ／ｍ以下であることが望ましい。

【0062】

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。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構成することができる。換言すれば、本実施の形態によるＦｅ基ナノ結晶合金を用いて、様々な磁性部品を構成することができる。

【0063】

以下、本発明の実施の形態について、複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。

【0064】

（実施例１〜５１及び比較例１〜１１）
原料を下記の表１及び表２に掲げられた本発明の実施例１〜５１及び比較例１〜１０の主成分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。実施例１は純度が９９．９５％以上のＦｅ、クリスタルＳｉ、クリスタルＢ、Ｆｅ_３Ｐ、Ｃｕの高純度の原料を用い、実施例２〜５１及び比較例１〜１０はＦｅ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｐ、Ｃｕで種々の純度の安価な工業原料を用いた。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２０〜２５μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。また比較例１１として、厚み２５μｍの市販のＦｅアモルファス薄帯を使用した。

【0065】

【表1】

【0066】

【表2】

【0067】

これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はＸ線回折法にて行った。これらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。また、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて融解開始温度（融点）を評価した。更に、表３及び表４に記載の熱処理条件の下で、実施例１〜５１及び比較例１〜１１の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２〜４ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。また、交流ＢＨトレーサーを用い５０Ｈｚの周波数にて損失Ｐｃｍを測定した。測定結果を図２に示す。

【0068】

【表3】

【0069】

【表4】

【0070】

表３及び表４から理解されるように、実施例１〜５１の合金組成物はすべて急冷処理後の状態（熱処理前）においてアモルファス相を主相とするものであることが確認できた。

【0071】

また、表３及び表４から理解されるように、熱処理後の実施例１〜５１の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることができ、従って、１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができた。一方、比較例１、２の合金組成物はＡｌ、Ｔｉ量が多いため、薄帯を製造した時に結晶相が主相となり連続薄帯を作製できない。また比較例３、４の合金組成物はＰが含まれていないため主相が結晶相となり、熱処理後も均質なナノ組織が形成できず保磁力Ｈｃは著しく劣化する。また実施例３の合金組成物の融点は１０５７℃と低く液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が容易であるのに対し、比較例３、４の合金組成物の融点は夫々１１７６℃、１１７４℃と非常に高いためアモルファス相の形成が容易でないものと考えられる。また比較例１１はＦｅＳｉＢからなるアモルファス薄帯でありＣｕが含まれていないため、熱処理後において約５０ｎｍの粗大な結晶が析出し保磁力Ｈｃは著しく劣化する。

【0072】

また、Ｆｅ量については１．７０Ｔ以上の高い飽和磁束密度を得るためにはＦｅ量が８１ａｔ％以上であることが好ましいが、比較例６から理解されるように８６ａｔ％を超える過剰のＦｅ量はアモルファス形成能を低下させ磁気特性を劣化させる。また１．８Ｔ以上のＢｓを得るためには実施例４９〜５１から理解されるようにＣｏを添加することが有効である。また、実施例４０〜４２のようにＮｂやＣｒなどの元素はΔＴを大きくし、熱処理を容易にすることが可能だが、一方で飽和磁束密度を大きく低減させるため３ａｔ％以下であることが好ましい。

【0073】

また、実施例３、４７、４８、比較例９から理解されるようにＰ量を増加させると飽和磁束密度が大きく低下する。１．６５Ｔ以上の飽和磁束密度を得るためにはＰ量は１０ａｔ％以下である必要がある。更に、１．７０Ｔ以上の飽和磁束密度を得るためにはＰ量は８ａｔ％以下、１．７５Ｔ以上の飽和磁束密度を得るためにはＰ量は５ａｔ％以下であることが好ましい。

【0074】

また、量産性の観点から合金組成物の融点は低いほうが好ましいが、たとえば比較例２、３の合金組成物の融点はそれぞれ１１７６℃、１１７４℃と高く、Ｐを含有していない組成またはＢ含有量の高い組成ではアモルファス相の形成が容易でないと考えられる。また実施例２４、２５、２６の合金組成物の融点はそれぞれ１１２３℃、１０９９℃、１０８２℃であり、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成は容易であると考えられる。更に融点はＢが１０ａｔ％以下、Ｐが２ａｔ％以上の組成範囲で急激に低減しており、量産性の観点から本組成範囲であることが好ましい。

【0075】

また、熱処理の安定性においてΔＴは広いほうが好ましいが、たとえばＦｅ＝８３ａｔ％近傍の組成で見てみると、４７、４８、比較例９から理解されるように低Ｓｉ組成ではΔＴが１００℃より小さくなることからＳｉ≧１ａｔ％の組成範囲であることが好ましい。また実施例２３のように、低Ｓｉ組成であっても高Ｆｅ組成の合金組成物であればΔＴを大きくすることができる。

【0076】

更に１０Ａ／ｍ以下の、より低い保磁力Ｈｃを得るためには、Ｓｉ≦６ａｔ％；６ａｔ％≦Ｂ；１ａｔ％≦Ｐ；Ｃ≦４ａｔ％；及び０．６ａｔ％≦Ｃｕ≦１．３ａｔ％の組成範囲であることが好ましい。

【0077】

また、量産性の観点から合金組成物の靭性は高いほうが好ましいが、実施例２４から理解されるようにＣｕ／Ｐの割合が０．８を超えると密着曲げが安定的にできなくなるためＣｕ／Ｐの割合は０．８以下であることが好ましく、また実施例２８、２９、２２から理解されるようにＣｕ量は１．３ａｔ％以下であることが好ましい。またＣｕ／Ｐの割合が小さいとナノ結晶の析出量が減量し飽和磁束密度が低下するため、１．７０Ｔ以上の飽和磁束密度を得るためには０．０８以上であることが好ましい。更に実施例２９、２２、３２の合金組成物について厚み３０〜３５μｍの薄帯を作製し、ＸＲＤ評価を行ったところ、１ａｔ％を超えると結晶のピークが析出することから、アモルファス形成能を必要とする場合、Ｃｕは１．０ａｔ％以下であることが更に好ましい。

【0078】

図１は透過型電子顕微鏡(ＴＥＭ)を用いて観察した実施例２(熱処理後)の合金組成物の微細組織である。図１から平均結晶粒径が１４ｎｍのｂｃｃＦｅからなる均質なナノ結晶から形成されていることが分かる。また他の実施例（熱処理後）の合金組成物についても直径２５ｎｍ以下のナノ結晶組織からなることを確認している。このようにｂｃｃＦｅからなる微細なナノ結晶を形成することで高飽和磁束密度Ｂｓと低保磁力Ｈｃの両立が可能になり、磁歪も１０×１０^−６以下に低減できる。

【0079】

また、表３及び表４に示されるように、実施例１〜５１の合金組成物合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）−５０℃以上、第２結晶化開始温度（Ｔ_ｘ２）以下の間になるような条件で熱処理すると、高い飽和磁束密度と良好な保磁力を得ることができる。

【0080】

また、表１〜４より本実施の形態の合金組成物は、不純物量をＡｌ：０．３質量％以下，Ｔｉ：０．３質量％以下，Ｍｎ：１．０質量％以下，Ｓ：０．３質量％以下，Ｏ：０．３質量％以下，Ｎ：０．１質量％以下にすることで、１．６５Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができる。更にＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎはナノ結晶形成のおり、粗大な結晶粒抑制に効果があり、実施例３、４、１１、１２、１５から分かるように、低保磁力Ｈｃ化が可能なＡｌ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下の範囲が好ましい。またＭｎ添加は飽和磁束密度を低下させるため、飽和磁束密度Ｂｓが１．７Ｔ以上になる０．５質量％以下が好ましい。またＳは０．１質量％以下の範囲で磁気特性の変化は小さく、０．１質量％以下が好ましい。

【0081】

また、実施例４、６について厚み３０〜３５μｍの薄帯を作製し、ＸＲＤ評価を行ったところ、Ａｌは０．０１質量％、Ｔｉは０．００５質量％を超えると結晶のピークが出てくることから、アモルファス形成能の必要な場合、Ａｌは０．０１質量％以下、Ｔｉは０．００５質量％以下であることが更に好ましい。

【0082】

更に、安価な工業原料を用いた実施例２〜１８から分かるように、低Ｈｃ化が可能で、均質な薄帯を連続的に得られ、コスト低減が可能な、Ａｌ：０．０００４質量％以上，Ｔｉ：０．０００３質量％以上，Ｍｎ：０．００１質量％以上，Ｓ：０．０００３質量％以上，Ｏ：０．０１質量％以上，Ｎ：０．０００４質量％以上の範囲が好ましい。

【0083】

また、図２より実施例３は従来材料である電磁鋼板やＦｅアモルファスなどと比較して高飽和磁束密度Ｂｓまで損失が非常に低いことが分かる。

【0084】

また、実施例３で用いた薄帯を用い外径２０mm、内径１２mmの巻磁心を作製し、熱処理を施し、インピーダンスアナライザーにて初透磁率を評価したところ、印加磁場＝０．４Ａ／ｍ、周波数＝１ｋＨｚにて１１０００の値を得ることができた。以上のように本発明では高い飽和磁束密度Ｂｓと優れた軟磁気特性(低保磁力、低損失、高透磁率)を有していることが理解される。

【0085】

（実施例５２〜６８及び比較例１２〜１４）
原料を下記の表５に掲げられた本発明の実施例５２〜６８及び比較例１２〜１４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大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ２０〜２５μｍ、幅約１５ｍｍ、長さ約１０ｍの連続薄帯を作製した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はＸ線回折法にて行った。また、これらの第１結晶化開始温度及び第２結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計（ＤＳＣ）を用いて評価した。更に、融解開始温度は、示差熱量分析（ＤＴＡ）を用いて評価した。その後、表６記載の熱処理条件の下で、実施例５２〜６８及び比較例１２〜１４の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Ｈｃは直流ＢＨトレーサーを用い２〜４ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。測定結果を表５、６に示す。

【0086】

【表5】

【0087】

【表6】

【0088】

表５から理解されるように、実施例３、４９、５２〜６８の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであり、また、１８０°曲げ試験で密着曲げできることが確認できた。

【0089】

図３は、実施例３、４９、５２〜６８と比較例１１〜１４のＣｏ添加量における飽和磁束密度Ｂｓと保磁力Ｈｃとの関係を示す図である。表５、表６及び図３から理解されるように、熱処理後の実施例４９、５２〜６８の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることができ、従って、１．８Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓと５０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができた。実施例４９、５２〜５８から理解されるように更にＣｏ元素のＦｅ元素への置換量を２０ａｔ％以下にすることで２０Ａ／ｍ以下の低い保磁力Ｈｃを得ることができる。一方、比較例１２〜１４の合金組成物は、Ｓｉ、Ｂ、Ｐ元素について本発明の請求範囲外であり、アモルファス形成能の低下により合金組成物の急冷状態において明瞭な結晶が析出し、熱処理後においても結晶が２５ｎｍ以上に粗大化していることから保磁力Ｈｃは劣化していることが理解される。また比較例１１はＣｕ元素が未含有であり、Ｆｅ量も少ないことから熱処理後において結晶が粗大化し、保磁力Ｈｃが劣化すると同時に飽和磁束密度Ｂｓが低下している。

【0090】

また、表５から理解されるように、実施例３、４９、５２〜６８の合金組成物の結晶化開始温度差ΔＴ（＝Ｔ_ｘ２−Ｔ_ｘ１）は１００℃以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第１結晶化開始温度（Ｔ_ｘ１）−５０℃以上になるような条件で熱処理すると、表６に示されるように高い飽和磁束密度と良好な保磁力Ｈｃを得ることができる。

【0091】

また、表５の比較例１２、１３、及び実施例６１〜６８から理解されるように、Ｓｉ、Ｂ元素の割合が多くなると融解開始温度Ｔｍが上昇する。特にＳｉ元素の割合が８ａｔ％を超えるか又は、Ｂ元素の割合が１３ａｔ％を超えると融解開始温度Ｔｍの上昇が顕著になっていることが理解される。またＰ元素は融解開始温度Ｔｍを低減させる効果があり、薄帯製造上の観点からもＰ元素は必須である。加えて、１．８Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓ及び２０Ａ／ｍ程度の低い保磁力Ｈｃを安定的に得るためには、特に、Ｂ元素の割合が６〜１０ａｔ％、Ｓｉ元素の割合が１〜６ａｔ％、Ｐ元素の割合が２〜６ａｔ％であることが好ましい。

【0092】

更に、表５、６の実施例６４から、Ｃ元素を添加しても、合金組成物の融解温度は低く、その一方で、熱処理後に得られるＦｅ基ナノ結晶合金においては高飽和磁束密度Ｂｓと低保磁力Ｈｃの両立が可能であることが理解される。

【0093】

図４は透過型電子顕微鏡(ＴＥＭ)を用いて観察した実施例５７(熱処理後)の微細組織である。図４から平均結晶粒径が２０ｎｍのｂｃｃＦｅからなる均質なナノ結晶から形成されていることが分かる。また他の熱処理後の実施例についても直径５〜２５ｎｍ以下のナノ結晶組織からなることを確認している。このようにｂｃｃＦｅからなる微細なナノ結晶を形成することで高い飽和磁束密度Ｂｓと低い保磁力Ｈｃの両立が可能になる。

【0094】

（実施例６９及び比較例１５、１６）
Ｆｅ，Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃｕの原料を合金組成Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７となるように秤量し、高周波誘導溶解処理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実施例１９の粉末を得た。更に得られた粉末とエポキシ樹脂をエポキシ樹脂が４．５重量％となるように混合した。混合物をメッシュサイズ５００μｍのふるいにかけ、粒径が５００μｍ以下の造粒粉末を得た。次いで、外径１３ｍｍ内径８ｍｍの金型を用いて面圧７，０００ｋｇｆ／ｃｍ^２の条件下で造粒粉末を成形し、高さ５ｍｍのトロイダル形状の成形体を作製した。このようにして作製された成形体を窒素雰囲気中で１５０℃×２時間の条件にて硬化処理した。更に、成形体及び粉末をＡｒ雰囲気中で３５０℃×１０分の条件にて熱処理した。

【0095】

Ｆｅアモルファス合金（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃｒ）及びＦｅ−Ｓｉ−Ｃｒ合金を水アトマイズ法にて処理し、比較例１５及び１６の粉末を得た。比較例１５及び１６の粉末は２０μｍの平均粒径を有していた。これらの粉末を実施例６９と同様に処理した。実施例６９及び比較例５、６の組成について表７に示す。

【0096】

【表7】

【0097】

熱処理された粉末の飽和磁束密度Ｂｓは振動試料型磁力計（ＶＭＳ）を用いて８００ｋＡ／ｍの磁場にて測定した。熱処理された成形体の鉄損は交流ＢＨアナライザーを用いて３００ｋＨｚ−５０ｍＴの励磁条件で測定した。測定結果を表６に示す。

【0098】

【表8】

【0099】

表８から理解されるように、実施例６９の合金組成物は、熱処理後において、２５ｎｍ以下の平均粒径のナノ結晶を有し、比較例１５（Ｆｅアモルファス）や比較例１６（Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ）と比較して、高い飽和磁束密度Ｂｓと低い鉄損Ｐｃｖを有している。従って、これを用いると、小型且つ高効率の磁性部品を提供することができる。

【0100】

以上、説明したように、本発明による靭性のあ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、安価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。

【0101】

なお、耐食性、アモルファス形成能の改善や電気抵抗の調整、結晶粒粗大化抑制などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲でＦｅの一部（合金組成物の組成全体の３ａｔ％以下の量）を、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ，Ｂｉ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｖ，Ｙ及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してもよい。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】