TWI626666B - Soft magnetic alloy and magnetic parts - Google Patents

Abstract

本發明涉及一種軟磁性合金，其由主成分和副成分構成，主成分由組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+c))M_aB_bP_c構成，副成分至少包含C、S及Ti。X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上。X2為選自Al等各種元素所組成之族群的1種以上。M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上。0.020≦a≦0.14、0.020≦b≦0.20、0≦c≦0.040、α≧0、β≧0、0≦α+β≦0.50。C的含量為0.001wt%~0.050wt%、S的含量為0.001wt%~0.050wt%、Ti的含量為0.001wt%~0.080wt%，並且0.10≦C/S≦10。

Description

軟磁性合金及磁性部件

本發明涉及軟磁性合金及磁性部件。

近年來，在電子設備、資訊設備、通信設備等中要求低耗電量及高效率。進一步，為了實現低碳化社會，對於上述的要求更為強烈。因此，在電子設備、資訊設備、通信設備等的電源電路中，也要求降低能量損失或提高電源效率。而且，對用於電源電路的磁元件的磁芯，要求提高飽和磁通密度並降低磁芯損耗(磁芯損耗)、提高導磁率。如果降低磁芯損耗則電能的損耗就減小，如果提高導磁率則能夠將磁性元件小型化，因此，能夠實現高效和節能。

專利文獻1中記載有Fe-B-M(M=Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W)系的軟磁性非晶質合金。該軟磁性非晶質合金與市售的非晶態鐵相比，具有高的飽和磁通密度等，具有良好的軟磁特性。

專利文獻1：日本發明專利第3342767號

此外，作為降低上述磁芯的磁芯損耗的方法，考慮降低構成磁芯的磁性體的矯頑力。

專利文獻1公開了鐵基軟磁性合金藉由使微晶相 析出而能夠提高軟磁特性。但是，其中對於能夠使微晶相穩定地析出的組成則未作充分的探討。

本發明者們對能夠使微晶相穩定地析出的組成進行了探討。其結果發現，在與專利文獻1所記載的組成不同的組成中，也能夠使微晶相穩定地析出。

本發明的目的在於提供一種同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的導磁率μ'的軟磁性合金等。

為了實現上述目的，本發明提供一種軟磁性合金，其特徵在於，該軟磁性合金由主成分和副成分構成，主成分由組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+c))M_aB_bP_c構成，副成分至少包含C、S及Ti，X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土類元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上，0.020≦a≦0.14，0.020≦b≦0.20，0≦c≦0.040，α≧0，β≧0，0≦α+β≦0.50， 在將上述軟磁性合金的整體計為100wt%的情況下，上述C的含量為0.001wt%~0.050wt%，上述S的含量為0.001wt%~0.050wt%，上述Ti的含量為0.001wt%~0.080wt%，在將上述C的含量除以上述S的含量所得的值設為C/S的情況下0.10≦C/S≦10。

本發明的軟磁性合金具有上述的特徵，由此容易具有如下結構，即，藉由實施熱處理而容易地成為鐵基奈米結晶合金的結構。進一步，具有上述特徵的鐵基奈米結晶合金為具有飽和磁通密度高、矯頑力低、導磁率μ'高這種優選的軟磁特性的軟磁性合金。

本發明的軟磁性合金也可以為0.73≦1-(a+b+c)≦0.93。

本發明的軟磁性合金也可以為0≦α{1-(a+b+c)}≦0.40。

本發明的軟磁性合金也可以為α=0。

本發明的軟磁性合金也可以為0≦β{1-(a+b+c)}≦0.030。

本發明的軟磁性合金也可以為β=0。

本發明的軟磁性合金也可以為α=β=0。

本發明的軟磁性合金也可以為由非晶質及初期微晶構成，並且具有上述初期微晶存在於上述非晶質中的奈米異質結構。

本發明的軟磁性合金也可以為，上述初期微晶的平均粒徑為0.3nm~10nm。

本發明的軟磁性合金也可以為，具有由鐵基奈米結晶構成的結構。

本發明的軟磁性合金也可以為，上述鐵基奈米結晶的平均粒徑為5nm~30nm。

本發明的軟磁性合金也可以為薄帶形狀。

本發明的軟磁性合金也可以為粉末形狀。

另外，本發明的磁性部件由上述的軟磁性合金構成。

以下，說明本發明的實施方式。

本實施方式的軟磁性合金由主成分和副成分構成，主成分由組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+_c))M_aB_bP_c構成，副成分至少包含C、S及Ti，其中，X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土類元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上，0.020≦a≦0.14，0.020≦b≦0.20，0≦c≦0.040，α≧0， β≧0，0≦α+β≦0.50，在將上述軟磁性合金整體計為100wt%的情況下，上述C的含量為0.001wt%~0.050wt%，上述S的含量為0.001wt%~0.050wt%，上述Ti的含量為0.001wt%~0.080wt%，在將上述C的含量除以上述S的含量所得的值設為C/S的情況下，0.10≦C/S≦10。

具有上述組成的軟磁性合金由非晶質構成，容易成為不含由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相的軟磁性合金。而且，在對該軟磁性合金進行熱處理的情況下，容易析出鐵基奈米結晶。而且，含有鐵基奈米結晶的軟磁性合金容易具有良好的磁特性。

換言之，具有上述組成的軟磁性合金容易成為使鐵基奈米結晶析出的軟磁性合金的初始原料。

鐵基奈米結晶是粒徑為奈米級，並且Fe的結晶結構為bcc(體心立方晶體結構)的結晶。本實施方式中，優選使平均粒徑為5nm~30nm的鐵基奈米結晶析出。這種析出了鐵基奈米結晶的軟磁性合金其飽和磁通密度容易變高，並且其矯頑力容易降低。並且，其導磁率μ'容易變高。此外，導磁率μ'是複數導磁率的實部。

此外，熱處理前的軟磁性合金可以完全僅由非晶質構成，但優選由非晶質及粒徑為15nm以下的初期微晶構成，並且具有上述初期微晶存在於上述非晶質中的奈米異質結 構。藉由具有初期微晶存在於非晶質中的奈米異質結構，在熱處理時容易使鐵基奈米結晶析出。此外，本實施方式中，優選上述初期微晶的平均粒徑為0.3nm~10nm。

以下，對本實施方式的軟磁性合金的各成分進行詳細說明。

M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上。另外，作為M的種類，優選為選自Nb、Hf及Zr所組成之族群的1種以上。由於M的種類為選自Nb、Hf及Zr所組成之族群的1種以上，從而在熱處理前的軟磁性合金中更難以產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相。

M的含量(a)滿足0.020≦a≦0.14。M的含量(a)優選為0.020≦a≦0.10。在a小的情況下，在熱處理前的軟磁性合金中容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相，在產生結晶相的情況下，藉由熱處理不能使鐵基奈米結晶析出，矯頑力容易變高，導磁率μ'容易降低。在a大的情況下，飽和磁通密度容易降低。

B的含量(b)滿足0.020≦b≦0.20。另外，優選為滿足0.020≦b≦0.14。在b小的情況下，在熱處理前的軟磁性合金中容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相，在產生結晶相的情況下，藉由熱處理不能使鐵基奈米結晶析出，矯頑力容易變高。在b大的情況下，飽和磁通密度容易降低。

P的含量(c)滿足0≦c≦0.040。也可以為c=0。即，也可以不含P。藉由含有P，導磁率μ'容易得到提高。另外，從使飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'全部達到優選的值 的觀點出發，優選為滿足0.001≦c≦0.040，更優選為滿足0.005≦c≦0.020。在c大的情況下，在熱處理前的軟磁性合金中容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相，在產生結晶相的情況下，藉由熱處理不能使鐵基奈米結晶析出，矯頑力容易變高，導磁率μ'容易降低。

關於Fe的含量(1-(a+b+c))，沒有特別的限制，但優選為0.73≦(1-(a+b+c))≦0.93。藉由將(1-(a+b+c))設為上述的範圍內，在熱處理前的軟磁性合金中更不容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相。

進一步，本實施方式的軟磁性合金中除了包含上述的主成分以外，作為副成分還含有C、S及Ti。在將軟磁性合金整體計為100wt%的情況下，C的含量為0.001wt%~0.050wt%，S的含量為0.001wt%~0.050wt%，Ti的含量為0.001wt%~0.080wt%。進一步，在將上述C的含量除以上述S的含量所得的值設為C/S的情況下，0.10≦C/S≦10。

藉由使C、S及Ti的全部以上述的微量的含量存在，從而能夠得到同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的導磁率μ'的軟磁性合金。上述效果是藉由同時含有C、S及Ti的全部而實現的。在不包含C、S及Ti中的任意一種以上的情況下，矯頑力增加，導磁率μ'降低。

即使C/S在上述的範圍之外，矯頑力也容易增加，並且導磁率μ'也容易降低。

藉由使C、S及Ti的全部以上述微量的含量存在，由此，即使在M的含量(a)小的情況下(例如0.020≦a≦ 0.050)，也容易產生粒徑為15nm以下的初期微晶。其結果，能夠得到同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的導磁率μ'的軟磁性合金。上述的效果是藉由同時含有C、S及Ti的全部而實現的。在不含有C、S及Ti中的任意一種以上的情況下，特別是在M的含量(a)小的情況下，在熱處理前的軟磁性合金中容易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相，從而藉由熱處理不能使鐵基奈米結晶析出，矯頑力容易變高。換言之，在含有C、S及Ti的全部的情況下，即使在M的含量(a)小的情況下(例如0.020≦a≦0.050)，也不易產生由粒徑大於30nm的結晶構成的結晶相。而且，藉由減小M的含量，能夠增大Fe的含量，特別是能夠得到同時具有高的飽和磁通密度、低的矯頑力及高的導磁率μ'的軟磁性合金。

C的含量優選為0.001wt%以上0.040wt%以下，更優選為0.005wt%以上0.040wt%以下。S的含量優選為0.001wt%以上0.040wt%以下，更優選為0.005wt%以上0.040wt%以下。Ti的含量優選為0.001wt%以上0.040wt%以下，更優選為0.005wt%以上0.040wt%以下。進一步，在將上述C的含量除以上述S的含量所得的值設為C/S的情況下，優選為0.25≦C/S≦4.0。藉由將C、S和/或Ti的含量設為上述的範圍內，並且將C/S設為上述的範圍內，特別使得矯頑力容易降低，導磁率μ'容易變高。

另外，在本實施方式的軟磁性合金中，也可以由X1和/或X2來取代Fe的一部分。

X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上。關 於X1的含量，也可以為α=0。即，也可以不含X1。另外，在將組成整體的原子數計為100at%時，X1的原子數優選為40at%以下。即，優選為滿足0≦α{1-(a+b+c)}≦0.40。

X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O及稀土類元素所組成之族群的1種以上。關於X2的含量，也可以為β=0。即，也可以不含X2。另外，在將組成整體的原子數計為100at%時，X2的原子數優選為3.0at%以下。即，優選為滿足0≦β{1-(a+b+c)}≦0.030。

作為將Fe取代為X1和/或X2的取代量的範圍，以原子數為基準，為Fe的一半以下。即，為0≦α+β≦0.50。在α+β>0.50的情況下，藉由熱處理難以製成鐵基奈米結晶合金。

此外，本實施方式的軟磁性合金中也可以含有除了上述元素以外的元素作為不可避免的雜質。例如，相對於軟磁性合金100重量%，也可以含有0.1重量%以下的雜質。

以下，對本實施方式的軟磁性合金的製造方法進行說明。

對本實施方式的軟磁性合金的製造方法沒有特別的限定。例如，有藉由單輥法製造本實施方式的軟磁性合金的薄帶的方法。另外，薄帶也可以為連續薄帶。

在單輥法中，首先，準備最終得到的軟磁性合金中包含的各金屬元素的純金屬，以與最終得到的軟磁性合金成為同組成的方式進行稱量。而且，將各金屬元素的純金屬熔解並混合，製作母合金。此外，對於上述純金屬的熔解方法沒有 特別的限制，例如有在腔室內抽真空後藉由高頻加熱使其熔解的方法。此外，母合金和最終得到的由鐵基奈米結晶構成的軟磁性合金通常是相同的組成。

接著，將所製作的母合金加熱使其熔融，得到熔融金屬(熔液)。對於熔融金屬的溫度沒有特別的限制，例如可以設為1200℃~1500℃。

在單輥法中，主要可藉由調整輥的旋轉速度來調整所得到的薄帶的厚度，但是，例如藉由調整噴嘴與輥之間的間隔或熔融金屬的溫度等也能夠調整所得到的薄帶的厚度。對於薄帶的厚度沒有特別的限制，例如可以設為5μm~30μm。

在後述的熱處理前的時間點，薄帶為不含粒徑大於30nm的結晶的非晶質。藉由對非晶質的薄帶實施後述的熱處理，能夠得到鐵基奈米結晶合金。

此外，對於確認熱處理前的軟磁性合金的薄帶中是否含有粒徑大於30nm的結晶的方法沒有特別的限制。例如，關於是否存在粒徑大於30nm的結晶，可以藉由通常的X射線繞射測定來進行確認。

另外，熱處理前的薄帶中可以完全不含粒徑為15nm以下的初期微晶，但優選含有初期微晶。即，熱處理前的薄帶優選為由非晶質及該非晶質中存在的該初期微晶構成的奈米異質結構。此外，對於初期微晶的粒徑沒有特別的限制，優選平均粒徑在0.3nm~10nm的範圍內。

另外，對於是否存在上述的初期微晶、以及初期微晶的平均粒徑的觀察方法，沒有特別的限制，例如，可藉由 對利用離子銑而薄片化了的樣品使用透射電子顯微鏡得到受限視場繞射圖像、奈米束繞射圖像、明視場圖像或高解析度圖像而進行確認。在使用受限視場繞射圖像或奈米束繞射圖像的情況下，在繞射圖案中，在非晶質的情況下形成環狀的繞射，與之相對，在不是非晶質的情況下形成起因於結晶結構的繞射斑點。另外，在使用明視場圖像或高解析度圖像的情況下，藉由以倍率1.00×10⁵~3.00×10⁵倍進行目視觀察，能夠觀察到是否存在初期微晶以及其平均粒徑。

對於輥的溫度、旋轉速度及腔室內部的氣體沒有特別的限制。為了非晶質化，優選輥的溫度為4℃~30℃。輥的旋轉速度越快則初期微晶的平均粒徑趨向於越小，為了得到平均粒徑為0.3nm~10nm的初期微晶，優選將輥的旋轉速度設為25米/秒~30米/秒。從成本方面考慮，腔室內部的氣體優選大氣。

另外，對用於製造鐵基奈米結晶合金的熱處理條件沒有特別的限制。根據軟磁性合金的組成的不同，優選的熱處理條件也不同。通常，優選的熱處理溫度大致為400℃~600℃，優選的熱處理時間大致為0.5小時~10小時。但是，根據其組成，有時也有偏離上述範圍時才存在優選的熱處理溫度及熱處理時間的情況。另外，對於熱處理時的氣體沒有特別的限制。可以在大氣這樣的活性氣體下進行，也可以在氬氣這樣的惰性氣體下進行。

另外，對於所得到的鐵基奈米結晶合金的平均粒徑的計算方法沒有特別的限制。例如，可藉由使用透射型電子 顯微鏡進行觀察而算出。另外，對於確認結晶結構是bcc(體心立方晶體結構)的方法也沒有特別的限制。例如，可使用X射線繞射測定進行確認。

另外，作為得到本實施方式的軟磁性合金的方法，除了上述的單輥法以外，還有例如藉由水霧化法或氣體霧化法得到本實施方式的軟磁性合金的粉體的方法。以下，對氣體霧化法進行說明。

在氣體霧化法中，與上述的單輥法同樣地得到1200℃~1500℃的熔融合金。之後，在腔室內噴射上述熔融合金，從而製作粉體。

此時，將氣體噴射溫度設為4℃~30℃，並且將腔室內的蒸汽壓設為1hPa以下，由此容易地得到上述優選的奈米異質結構。

藉由氣體霧化法製作粉體之後，以400℃~600℃進行0.5分鐘~10分鐘的熱處理，由此，能夠防止各粉體彼此燒結而出現的粉體粗大化現象，並且能夠促進元素的擴散，能夠在短時間內到達熱力學的平衡狀態，並且能夠除去應變及應力，容易得到平均粒徑為10nm~50nm的鐵基軟磁性合金。

以上，對本發明的一實施方式進行了說明，但本發明不限於上述的實施方式。

對於本實施方式的軟磁性合金的形狀沒有特別限制。如上所述，可以示例薄帶形狀或粉末形狀，但除此之外，還可以考慮塊形狀等。

對於本實施方式的軟磁性合金(鐵基奈米結晶合 金)的用途沒有特別的限制。例如，可舉出磁性部件，其中，還可以特別舉出磁芯。可以良好地用作感應器用、特別是強力感應器用的磁芯。本實施方式的軟磁性合金除了可以用於磁芯之外，還可以用於薄膜感應器和磁頭。

以下，對由本實施方式的軟磁性合金得到磁性部件、特別是磁芯及感應器的方法進行說明，但由本實施方式的軟磁性合金得到磁芯及感應器的方法不限於下述的方法。另外，作為磁芯的用途，除感應器之外，還可以舉出變壓器及電動機等。

作為由薄帶形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，例如可舉出將薄帶形狀的軟磁性合金進行捲繞的方法或進行層疊的方法。在層疊薄帶形狀的軟磁性合金時經由絕緣體進行層疊的情況下，能夠得到進一步提高了特性的磁芯。

作為由粉末形狀的軟磁性合金得到磁芯的方法，例如可舉出，在與適當的黏合劑混合之後，使用模型進行成形的方法。另外，在與黏合劑進行混合之前，藉由對粉末表面實施氧化處理或包覆絕緣膜等，成為比電阻提高、更適於高頻帶的磁芯。

對於成形方法沒有特別的限制，可以示例使用模型的成形或模製成形等。對於黏合劑的種類沒有特別的限制，可以示例矽酮樹脂。對於軟磁性合金粉末和黏合劑的混合比率也沒有特別的限制。例如，相對於軟磁性合金粉末100質量%，混合1質量%~10質量%的黏合劑。

例如，相對於軟磁性合金粉末100質量%，混合1 質量%~5質量%的黏合劑，使用模型進行壓縮成形，由此，能夠得到佔積率(粉末充填率)為70%以上、且施加了1.6×10⁴A/m的磁場時的磁通密度為0.45T以上、且比電阻為1Ω‧cm以上的磁芯。上述特性等於或高於通常的鐵素體磁芯的特性。

另外，例如，相對於軟磁性合金粉末100質量%，混合1質量%~3質量%的黏合劑，在黏合劑的軟化點以上的溫度條件下藉由模型進行壓縮成形，由此，能夠得到佔積率為80%以上、施加了1.6×10⁴A/m的磁場時的磁通密度為0.9T以上、且比電阻為0.1Ω‧cm以上的壓粉磁芯。上述的特性是比一般的壓粉磁芯更優異的特性。

進一步，對於成為上述磁芯的成形體，作為去應變的熱處理，在成形後進行熱處理，由此，磁芯損耗進一步降低，有用性得到提高。此外，藉由降低構成磁芯的磁性體的矯頑力而降低磁芯的磁芯損耗。

另外，藉由對上述磁芯實施繞線來得到電感部件。對於繞線的實施方法及電感部件的製造方法沒有特別的限制。例如，可舉出在藉由上述方法製造的磁芯上捲繞至少1匝以上的繞組的方法。

進一步，在使用軟磁性合金顆粒的情況下，有在將繞線線圈在內置於磁性體的狀態下進行加壓成形使其一體化而製造電感部件的方法。該情況下，容易得到能夠應對高頻大電流的電感部件。

進一步，在使用軟磁性合金顆粒的情況下，藉由將在軟磁性合金顆粒中添加黏合劑及溶劑而製成膏的軟磁性 合金膏、及在線圈用的導體金屬中添加黏合劑及溶劑而製成膏的導體膏交替印刷層疊後進行加熱燒成，能夠得到電感部件。或者，藉由使用軟磁性合金膏製作軟磁性合金片，在軟磁性合金片的表面印刷導體膏，將它們進行層疊並燒成，由此能夠得到磁性體中內置有線圈的電感部件。

在此，在使用軟磁性合金顆粒製造電感部件的情況下，從得到優異的Q特性方面考慮，優選使用最大粒徑以篩徑計為45μm以下、且中心粒徑(D50)為30μm以下的軟磁性合金粉末。為了將最大粒徑以篩徑計設為45μm以下，可以使用網眼45μm的篩子，僅使用通過篩子的軟磁性合金粉末。

所使用的軟磁性合金粉末的最大粒徑越大，高頻區域下的Q值傾向於越低，特別是在使用最大粒徑以篩徑計超過45μm的軟磁性合金粉末的情況下，有時存在高頻區域下的Q值大幅降低的情況。但是，在不重視高頻區域下的Q值的情況下，可以使用偏差大的軟磁性合金粉末。因為偏差大的軟磁性合金粉末能夠較廉價地製造，所以在使用偏差大的軟磁性合金粉末的情況下，能夠降低成本。

【實施例】

以下，基於實施例具體說明本發明。

以成為下表所示的各實施例及比較例的合金組成的方式稱量原料金屬，藉由高頻加熱進行熔解，製作母合金。

之後，將所製作的母合金加熱使其熔融，製成1300℃的熔融狀態的金屬，之後，在大氣中，藉由以30米/秒的旋轉速度使用20℃的輥的單輥法，將上述金屬向輥進行噴射，以 製作薄帶。薄帶的厚度為20μm~25μm、薄帶的寬度約為15mm、薄帶的長度約為10m。

對得到的各薄帶進行X射線繞射測定，確認有無粒徑大於30nm的結晶。而且，在不存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，記為由非晶質相構成；在存在粒徑大於30nm的結晶的情況下，記為由結晶相構成。此外，非晶質相中也可以包含有粒徑為15nm以下的初期微晶。

之後，對於各實施例及比較例的薄帶，以下表所示的條件進行熱處理。對熱處理後的各薄帶測定飽和磁通密度、矯頑力及導磁率。飽和磁通密度(Bs)是使用振動樣品型磁力計(VSM)以磁場為1000kA/m的條件下進行測定的。矯頑力(Hc)是使用直流BH示蹤器在磁場為5kA/m的條件下進行測定的。導磁率(μ')是使用阻抗分析儀在頻率為1kHz的條件下進行測定的。在本實施例中，對於飽和磁通密度而言，將1.30T以上記為良好，將1.45T以上記為更良好。對於矯頑力而言，將3.0A/m以下記為良好，將2.5A/m以下記為更良好。對於導磁率μ'而言，將50000以上記為良好，將54000以上記為更良好。

此外，以下所示的實施例中，只要沒有特別的記載，則全部藉由X射線繞射測定、及使用透射電子顯微鏡的觀察來確定具有平均粒徑為5nm~30nm且結晶結構為bcc的鐵基奈米結晶。

表1中記載了使M的含量(a)、B的含量(b)及副成分的含量變化的實施例。此外，M的種類為Nb。

各成分的含量在規定的範圍內的實施例的飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'均良好。另外，滿足0.020≦a≦0.10及0.020≦b≦0.14的實施例的飽和磁通密度及矯頑力特別良好。

表2中，除了記載實施例16之外，還記載了不含選自C、S及Ti所組成之族群的1種以上的比較例。

不含選自C、S及Ti所組成之族群的1種以上的比較例均為矯頑力過高且導磁率μ'過低的結果。另外，a=0.020且Fe的含量(1-(a+b+c))為0.940的比較例18~20是，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，導磁率顯著減小。另一方面，雖然a為0.020但含有C、S及Ti的全部的實施例16是，熱處理前的薄帶由非晶質相構成，藉由進行熱處理，能夠得到具有顯著大的飽和磁通密度、良好的矯頑力及良好的導磁率μ'的樣品。

表3中記載了使M的含量(a)發生變化的實施例及比較例。

滿足0.020≦a≦0.14的實施例的飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'良好。另外，滿足0.020≦a≦0.10的實施例17~20的飽和磁通密度及矯頑力特別良好。

與之相對，a=0.018的比較例是，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，並且導磁率顯著減小。另外，a=0.15的比較例是飽和磁通密度過低的結果。

表4中記載了使M的種類發生變化的實施例及比較例。即使使M的種類發生變化但各成分的含量仍在規定的範圍內的實施例是，其飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'良好。另外，滿足0.020≦a≦0.10的實施例是其飽和磁通密度及矯頑力特別良好。

表5中記載了使B的含量(b)發生變化的實施例及比較例。

滿足0.020≦b≦0.20的實施例是，其飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'良好。特別是滿足0.020≦b≦0.14的實施例是，其飽和磁通密度及矯頑力特別良好。與之相對，b=0.018的比較例是，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，且導磁率顯著減小。另外，b=0.220的比較例是飽和磁通密度過小的結果。

表6中記載了使副成分C及S的含量發生變化的實施例及比較例。

C的含量為0.001wt%~0.050wt%、S的含量為0.001wt%~0.050wt%、且0.10≦C/S≦10的實施例是，其飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'全部良好。特別是C的含量為0.005wt%~0.040wt%、S的含量為0.005wt%~0.040wt%、且0.25≦C/S≦4.00的實施例的飽和磁通密度及矯頑力特別良好。

另一方面，C的含量或S的含量在規定的範圍之外的比較例為矯頑力過高的結果。進一步，還存在導磁率μ'過低的比較例。

進一步，即使C的含量及S的含量在規定的範圍 內而C/S在規定的範圍之外的比較例是矯頑力過高、且導磁率μ'過低的結果。

表7中記載了使Ti的含量發生變化的實施例及比較例。

Ti的含量為0.001wt%~0.080wt%的實施例的飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'全部良好。特別是，Ti的含量為0.005wt%~0.040wt%的實施例為飽和磁通密度及矯頑力特別良好的結果。與之相對，Ti的含量在規定的範圍之外的比較例為矯頑力過高、且導磁率μ'過低的結果。

表8中記載了使P的含量(c)發生變化的實施例及比較例。

滿足0≦c≦0.040的實施例的飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'良好。特別是滿足0.001≦c≦0.040的實施例的矯頑力及導磁率μ'特別良好。進一步，滿足0.001≦c≦0.020的實施例的飽和磁通密度也特別良好。與之相對，c=0.045的比較例是，熱處理前的薄帶由結晶相構成，熱處理後的矯頑力顯著增大，且導磁率顯著減小。

表9是使主成分的組成在本申請發明的範圍內發生變化的實施例。在所有的實施例中，飽和磁通密度、矯頑力及導磁率μ'均良好。

表10是對於實施例19使M的種類發生了變化的實施例。

從表10可知，即使使M的種類發生變化，也顯示良好的特性。

表11是對於實施例16由X1和/或X2取代了Fe的一部分的實施例。

從表11可知，即使由X1和/或X2取代Fe的一部分，也顯示良好的特性。

表12是對於實施例16藉由使輥的旋轉速度和/或熱處理溫度發生變化而使初期微晶的平均粒徑及鐵基奈米結晶合金的平均粒徑發生變化的實施例。

在初期微晶的平均粒徑為0.3nm~10nm、且鐵基奈米結晶合金的平均粒徑為5nm~30nm的情況下，與脫離上述範圍的情況相比，飽和磁通密度和矯頑力均良好。

Claims (14)

1. 一種軟磁性合金，其特徵在於，上述軟磁性合金由主成分和副成分構成，上述主成分由組成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_(1-(a+b+c))M_aB_bP_c構成，上述副成分至少包含C、S及Ti，X1為選自Co及Ni所組成之族群的1種以上，X2為選自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi及稀土類元素所組成之族群的1種以上，M為選自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W及V所組成之族群的1種以上，0.020≦a≦0.14，0.020≦b≦0.20，0≦c≦0.040，α≧0，β≧0，0≦α+β≦0.50，在將上述軟磁性合金的整體計為100wt%的情況下，上述C的含量為0.001wt%~0.050wt%，上述S的含量為0.001wt%~0.050wt%，上述Ti的含量為0.001wt%~0.080wt%，在將上述C的含量除以上述S的含量所得的值設為C/S的情況下，0.10≦C/S≦10。
2. 如申請專利範圍第1項所述的軟磁性合金，其中，0.73≦1-(a+b+c)≦0.93。
3. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，0≦α{1-(a+b+c)}≦0.40。
4. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，α=0。
5. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，0≦β{1-(a+b+c)}≦0.030。
6. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，β=0。
7. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，α=β=0。
8. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金由非晶質及初期微晶構成，並且具有上述初期微晶存在於上述非晶質中的奈米異質結構。
9. 如申請專利範圍第8項所述的軟磁性合金，其中，上述初期微晶的平均粒徑為0.3nm~10nm。
10. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金具有由鐵基奈米結晶構成的結構。
11. 如申請專利範圍第10項所述的軟磁性合金，其中，上述鐵基奈米結晶的平均粒徑為5nm~30nm。
12. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金為薄帶形狀。
13. 如申請專利範圍第1或2項所述的軟磁性合金，其中，上述軟磁性合金為粉末形狀。
14. 一種磁性部件，其由申請專利範圍第1~13項中任一項所述的軟磁性合金構成。