以下、本発明に好適な実施形態を詳細に� ��明する。

 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� �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� ��結晶相が分散する混相組織を発現し得るこ� ��、更にその薄帯や粉末を用いることで、磁� ��特性にすぐれた巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁� ��及びインダクタが得られることを見出した� ��

 特にP、B、Cuの組成成分を限定し、Fe基合� ��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%� �下(0を含まない)のPを含む組成に規定するこ� ��により、非晶質単相で優れた軟磁気特性を� ��する薄帯やバルク材、粉末を容易に作製で� ��ることを見出した。

 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� ��少ないと飽和磁束密度が低下する原因とな� ��。従って、Feの割合は70原子%以上であるの� �望ましい。

 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。

 Cuは、必須元素であり、ナノ結晶の粒径� �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� ��を向上させる作用を有する。但し、Cuの割� �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。

 PはBと同様に非晶質の形成を担う元素で� �り、非晶質形成能を向上させるために必須� �ある。但し、Pの割合が10原子%を超えると、� ��性を担うFe含有量が相対的に減少し、飽和� �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� ��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。

 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� �移温度)で表される過冷却液体領域を有して� ��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� ��ル液体急冷法よりも冷却速度が遅い水アト� ��イズ法や金型鋳造法などの作製法でも非晶� ��化することができ、非晶質形成能を向上で� ��る。また、Tg温度近傍で熱処理をすること� �応力が完全に緩和し、優れた軟磁気特性が� �現すると同時に、ナノ結晶を析出させるた� �の熱処理においては、δTxを通過するため、� ��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� ��を得るためには、δTxは20℃以上であること� ��望ましい。

 上記のFe基合金組成物は、後述するよう� �溶融状態から急冷することにより非晶質相� �有する軟磁性合金となる。また、非晶質の� �磁性合金を熱処理することにより、非晶質� �とα―Feの結晶相の混層組織を有する軟磁性� ��金を得ることも可能である。本Fe基合金組� �物は非晶質相若しくは非晶質相とα―Feの結� ��相の混層組織を有する軟磁性合金であり、� ��磁気特性に優れ、低鉄損であり、飽和磁束� ��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。� �って、結晶粒の平均粒径は50nm以下であるこ� ��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� �。

 次に、第1の実施形態にかかるFe基合金組� ��物の製造方法について説明する。まず、先� ��述べた組成のFe基合金を溶融する。次に、� �ロール液体急冷法や水アトマイズ法、金型� �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� �により、非晶質相とα―Feの結晶相の混層組� ��を有する軟磁性薄帯や粉末が得られる。こ� ��で、熱処理温度が300℃より低いと内部応力� ��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� �晶相の結晶粒径が50nmを超え、軟磁気特性が� ��下する。従って、非晶質状態で用いる場合� ��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� �には、低温でも長時間に亘って保持するこ� �により結晶化は可能であり、400℃~700℃の範� ��で熱処理することが望ましい。熱処理は例� ��ば真空、アルゴン、窒素などの雰囲気下で� ��われるが、大気中で行ってもよい。なお、� ��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� �、軟磁性薄帯や粉末の磁気特性を調整して� �よい。

 ここで、第1の実施形態のFe基合金組成物� ��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� ��融状態からの急冷凝固、熱処理によって得� ��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℃� �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� �るには従来の高周波加熱装置やアーク溶解� �置が使用可能で、薄帯化には、単ロール液� �急冷装置や双ロール装置、粉末化には、水� �トマイズ装置、ガスアトマイズ装置、バル� �部材には金型鋳造装置や射出成形装置など� �用いることができる。

 次に、第1の実施形態にかかるFe基合金組� ��物のうち軟磁性薄帯を用いた巻磁芯、積層� ��芯の製造方法について説明する。まず熱処� ��前の軟磁性薄帯を所定の幅に切断し、リン� ��状に巻き取り接着剤や溶接により固定し巻� ��芯とする。また熱処理前の軟磁性薄帯を所� ��の形状に打ち抜き、積層して用いて積層磁� ��とする。積層間の結合材として絶縁や接着� ��機能を有する樹脂を用いてもよい。次に、� ��1の実施形態にかかるFe基合金組成物のうち� ��磁性粉末を用いた圧粉磁芯の製造方法につ� ��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� �して混合物を作製する。次に、混合物をプ� �ス機等で所望の形状に成型して成型体を作� �する。最後に、成型体に熱処理して圧粉磁� �が完成する。巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯� �用いる結合材としては、熱硬化性高分子が� �いられ、用途や必要な耐熱性により適宜選� �することができる。例として、エポキシ樹� �、不飽和ポリエステル樹脂、フェノール樹� �、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� �ミドなどが挙げられるが、これらに限定さ� �るものではないことは勿論である。非晶質� �態のまま用いる場合は300℃~600℃程度で結晶� ��しない範囲で応力緩和の熱処理を施す。ま� ��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� �の析出と、成型により生じた内部応力の緩� �が同時に可能となる。なお、熱処理前の軟� �性薄帯や粉末ではなく、熱処理後の軟磁性� �帯や粉末を用いて巻磁芯、積層磁芯、圧粉� �芯を製造してもよい。この場合は、最後の� �処理工程の熱処理温度は、結合材を硬化さ� �られる程度の温度でもよく、更に応力緩和� �熱処理を行ってもよい。なお、巻磁芯、積� �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� �が可能である。

 次に、第1の実施形態にかかるFe基合金組� ��物のうち軟磁性薄帯や粉末用いたインダク� ��の製造方法について説明する。前述のよう� ��巻磁芯、積層磁芯や圧粉磁芯を作製し、圧� ��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� ��磁性薄帯や粉末ではなく、熱処理後の軟磁� ��薄帯や粉末を用いてインダクタを製造して� ��よい。この場合は、最後の熱処理工程の熱� ��理温度は、結合材を硬化させられる程度の� ��度でもよく、更に応力緩和の熱処理を行っ� ��もよい。なお、インダクタを製造する工程� ��ついても、基本的には従来の装置をそのま� ��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� �緩和の熱処理を施す。またナノ結晶化の状� �にして用いる場合は400℃~700℃の範囲で熱処� ��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。

 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� �特性を向上させることも可能である。従っ� �、第1の実施形態の軟磁性薄帯、粉末、バル� ��部材は、軟磁気特性に優れ、飽和磁束密度� ��高く、鉄損も低く、この軟磁性薄帯や粉末� ��用いることにより優れた特性を具備した巻� ��芯、積層磁芯、圧粉磁芯を得ることができ� ��。更には、この巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁� ��を用いることで、より優れた特性を有する� ��ンダクタを得ることができる。

 次に、第2の実施形態に係るFe基合金組成� ��の組成及び構造について説明する。本発明� ��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� ��り、より優れた軟磁気特性を有し、単ロー� ��液体急冷法などにより容易に薄帯が作製で� ��、また水アトマイズ法などにより直接非晶� ��粉末が作製できるほど高い非晶質形成能が� ��られることを見出した。

 即ち、第2の実施形態の前記Fe基合金組成物� ��、下記(1)式に示される組成の成分を有する� ��
 (Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g …(1)
 但し、M ¹ はCo、Niの少なくともいずれか一方の元素、M ² 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、M ³ は白金族元素、希土類元素、Au、Ag、Zn、Sn、S b、In、Rb、Sr、Cs、Baからなる群から選ばれる� ��なくとも1種の元素、M ⁴ 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� �族元素はPd、Pt、Rh、Ir、Ru、Osからなり、希� �類元素はSc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb� ��Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Ruからなる。

 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� �に、磁気特性を有するために必須である。

 M ¹ はFeと同様に磁性を担う元素であり、M ¹ 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、M ¹ 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� ��く可能性がある。従って、M ¹ の割合は(1)式でa≦0.5を満たす割合であるの� �望ましく、a≦0.3を満たす割合であるのが更� ��望ましい。

 M ² 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、M ² の割合が10原子%を超えるとFe濃度が低下し飽� ��磁束密度が低下するため、M ² 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� ��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� ��く、また非晶質形成能や飽和磁束密度の低� ��、またFe-M ² 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 。

 またM ⁴ の中でもCrはFe基合金組成物の比抵抗向上や� �成物表面の不働態層による高周波特性改善� �寄与する元素であり、0.1原子%以上とするの� ��望ましい。また水アトマイズによる粉末の� ��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� ��などの工程を省略することも可能である。

 Bは非晶質形成を担う元素であり、第1の� �施形態と同様に、高い非晶質形成能を得る� �めに必須である。但し、Bの割合が5原子%よ� �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� �が相対的に減少し、飽和磁束密度の低下を� �くとともに、融点の急激な上昇、非晶質形� �能の低下などにより薄帯や粉末の作製が困� �になる。従って、Bの割合は5~25原子%の範囲� �するのが望ましい。また、過冷却液体領域δ Tx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� �りナノ結晶組織とし優れた軟磁気特性を得� �ためには磁気特性に劣るFe-Bの化合物の析出� ��押さえるために5~18%とするのが望ましい。

 PはBと同様に非晶質形成を担う元素であ� �、高い非晶質形成能を得るために必須であ� �。但し、Pの割合が10原子%を超えると、磁性� ��担うFe含有量が相対的に減少し、飽和磁束� �度の低下を招く恐れがある。従って、Pの割� ��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� ��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� ��%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。

 Cuはナノ結晶の粒径を微細化する作用が� �り、また、Pと同時に添加することにより、� ��晶質形成能を向上させる作用を有し0.025原� �%以上必要である。また、Cuの割合が1.5原子%� ��超えると非晶質形成能が低下するため、1.5� ��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� ��ましく、また非晶質状態にあって、過冷却� ��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。

 M ³ 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、M ³ の割合が2原子%を超えると非晶質形成能が低� ��し、またFe量が相対的に減少して飽和磁束� �度が低下する。従って、M ³ の割合は2原子%以下であることが望ましい。

 M ⁴ はBやPと共に添加することにより、非晶質形� ��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、M ⁴ の割合が8原子%を超えると、非晶質形成能が� ��下すると同時に、熱処理によりナノ結晶化� ��せた場合化合物が析出し、軟磁気特性の低� ��の一因となる。また、Fe量が相対的に減少� �て飽和磁束密度が低下する。従って、M ⁴ の割合は8原子%以下であるのが望ましい。

 なお、軟磁性粉末の製造方法、圧粉磁芯� ��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。

 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� �て含むFe基合金である。従って、第1の実施� �態と同様の効果を奏する。また、第2の実施� ��態によれば、第1の実施形態よりもFe基合金� ��組成を限定し、M ¹ を添加している。従って、第1の実施形態と� �べて磁歪をより小さくすることができ、ま� �、磁場中熱処理等で誘導磁気異方性を付加� �ることができる。また、第2の実施形態によ� ��ば、第1の実施形態よりもFe基合金の組成を� ��定し、M ² を添加している。従って、第1の実施形態と� �べて飽和磁束密度をより高めることができ� �。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、M ³ を添加している。従って、第1の実施形態と� �べて析出した結晶粒をより微細化すること� �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M ⁴ を添加している。従って、第1の実施形態と� �べて非晶質形成能をより向上させることが� �き、磁歪をより小さくすることができ、耐� �性をより向上させることができる。

以下、実施例に基づき本発明を具体的に説 明する。

 (実施例1~24、比較例1~6)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Cu、Alの原料をそれぞれ下記の表1に記載の� ��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� ��母合金を作製した。この母合金を単ロール� ��体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅� ��3mm、長さ約5mの連続薄帯を作製した。これ� �の薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に� �ロールと接触していない薄帯の面をX線回折� ��で評価することにより、それぞれの薄帯に� ��いて最大厚さt _max を測定した。最大厚さt _max 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Fe _75.91 B ₁₁ P ₆ Si ₇ Cu _0.09 なる組成で調製した厚さ260μm薄帯のX線回折� �プロファイルを示す。次に、これらの薄帯� �ついてDSCを用いて40℃/分(0.67℃/秒)という条� ��で、熱的性質について評価を行い、Tx(結晶� ��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� ��全に非晶質単相である薄帯について、振動� ��料型磁力計(VSM:Vibrating-Sample Magnetometer)によ� ��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� �金組成物の飽和磁束密度Bs、最大厚さt _max 、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。

 表1に示されるように、実施例1~24の非晶質� �金組成物は、いずれも飽和磁束密度Bsが1.20T� ��上であって、Fe、Si、B元素からなる従来の� �晶質組成物である比較例1と比べて非晶質形� ��能が高く、40μm以上の最大厚さt _max を有している。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Bの含有量であるcの値を7原子%か� �27原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例1から6の場合は、Bs≧1.20T、t _max ≧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� ��質形成能が低下し、上掲の条件を満たして� ��ない。また実施例6はガラス遷移温度が20℃� ��満であることからBの含有量は20原子%以下が 好ましい。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Feの含有量である100-b-c-d-e-f-gの値� ��68.91原子%から79.91原子%まで変化させた場合� ��相当する。このうち実施例1から6の場合は� �Bs≧1.20T、t _max ≧40μmの条件を満たしており、この場合の70.9 1≦100-b-c-d-e-f-gの範囲が本発明におけるパラ� �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� �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。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Pの含有量であるdの値を1原子%か� �12原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例7から10の場合は、Bs≧1.20T、t _max ≧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� ��質形成能が低下し、上掲の条件を満たして� ��ない。

 表1に掲げられた組成のうち、実施例11~16、� ��較例5にかかるものは、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g 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。� ��のうち実施例11~16の場合は、Bs≧1.20T、t _max ≧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� �範囲となる。e=2である比較例5の場合は、非� ��質形成能が低下し、上掲の条件を満たして� ��ない。

 表1に掲げられた組成のうち、実施例17~24、� ��較例6にかかるものは、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ⁴ 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、t _max ≧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、� ��晶質形成能が低下し、上掲の条件を満たし� ��いない。

 (実施例25~47、比較例7~16)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Al、Cuの原料をそれぞれ下記の表2に記載の� ��発明の実施例25~47、及び比較例7~16の合金組� ��となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝� ��中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャ� ��バー内に配置して真空引きを行い、その後� ��圧Ar雰囲気中で高周波誘導加熱により溶解� �て母合金を作製した。この母合金を単ロー� �液体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ� �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� �法で評価することにより、それぞれの薄帯� �ついて最大厚さt _max を測定した。最大厚さt _max 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� ��評価した。本発明の実施例25~47、及び比較� �7~16の組成における非晶質合金組成物の飽和� ��束密度Bs、最大厚さtmax、厚さ30μmの薄帯のX� ��回折結果及びその薄帯幅の測定結果をそれ� ��れ表2に示す。

 表2に示されるように、実施例25~47の非晶質� ��金組成物は、Feの含有量が78原子%以上の組� �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� �Bsが高くいずれも1.55T以上であって、更に比� ��例8、9と比べて非晶質形成能が高く、容易� �アモルファス薄帯を作製することが可能な30 μm以上の最大厚さt _max を有している。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g 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� �ち実施例25から28の場合は、Bs≧1.55T、t _max ≧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� ��囲となる。c=4である比較例10の場合は、非� �質形成能が低下し、非晶質単相の薄帯を得� �ことができず、上掲の条件を満たしていな� �。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、P含有量であるdの値を0原子%から5� ��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、t _max ≧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� �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。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Cuの含有量であるeの値を0原子%か� ��1原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例32から35の場合は、Bs≧1.55T、t _max ≧30μmの条件を満たしており、この場合の0.02 5≦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� ��は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の� ��帯を得ることができず、上掲の条件を満た� ��ていない。このようにCuは微量の添加でも� �晶質形成能に大きな影響を与えるため、特� �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。

 (実施例48~56、比較例17、18)
 Fe、Co、Ni、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、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� ��母合金を作製した。この母合金を単ロール� ��体急冷法にて処理し、種々の厚さを持つ幅� ��3mm、長さ約5mの連続薄帯を作製した。これ� �の薄帯の冷却速度が最も遅くなる急冷時に� �ロールと接触していない薄帯の面をX線回折� ��で評価することにより、それぞれの薄帯に� ��いて最大厚さt _max を測定した。最大厚さt _max 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� ��評価した。本発明の実施例48~56、及び比較� �17、18の組成における非晶質合金組成物の飽� ��磁束密度Bs、最大厚さt _max 、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。

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� �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� ��能が高く、40μm以上の最大厚さt _max を有している。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ¹ の含有量であるaの値を0から0.7まで変化させ� ��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、t _max ≧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� �範囲となる。a=0.7である比較例18の場合は、� ��和磁束密度Bsが低下し、上掲の条件を満た� �ていない。またM ¹ を過剰に添加するとBsの低下が顕著になり、� ��た原料が高価で工業的に好まし、非晶質形� ��能も低下し始めることから、M ¹ の含有量であるaの値は0.3以下であることが� �ましい。

 (実施例57~90、比較例19~22)
 Fe、Co、Ni、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、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� ��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� ��り溶解して母合金を作製した。この母合金� ��単ロール液体急冷法にて処理し、種々の厚� ��を持つ幅約3mm、長さ約5mの連続薄帯を作製� �た。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くな� �急冷時に銅ロールと接触していない薄帯の� �をX線回折法で評価することにより、それぞ� ��の薄帯について最大厚さt _max を測定した。最大厚さt _max 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� ��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t _max 、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。

 表4に示されるように、実施例57~90の非晶質� ��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� ��晶質組成物である比較例19と比べて非晶質� �成能が高く、40μm以上の最大厚さt _max を有している。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ² の含有量であるbの値を0原子%から7原子%まで� ��化させた場合に相当する。このうち実施例5 5から73の場合は、Bs≧1.20T、t _max ≧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� ��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� ��ていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ³ の含有量であるfの値を0原子%から3原子%まで� ��化させた場合に相当する。このうち実施例8 5から90の場合は、Bs≧1.20T、t _max ≧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� ��囲となる。f=3である比較例22の場合は、飽� �磁束密度Bsが低下し、上掲の条件を満たして いない。

 (実施例91~151、比較例23~34)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Al、Cu、Nb、Mo、Crの原料をそれぞれ下記の� �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� ��較例23~34の合金組成となるようそれぞれ秤� �し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導� �熱装置の真空チャンバー内に配置して真空� �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� �製した。これらの薄帯の冷却速度が最も遅� �なる急冷時に銅ロールと接触していない薄� �の面をX線回折法で評価した。また完全に非� ��質単相である30μm厚さの薄帯について、VSM� �より飽和磁束密度Bs及び直流BHトレーサーに� ��り保磁力Hcを評価した。但し、非晶質形成� �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� ��おける非晶質合金組成物の厚さ30μm薄帯のX� ��回折結果及び熱処理後の飽和磁束密度Bs、� �磁力Hcの測定結果をそれぞれ表5に示す。ま� �熱処理条件は各試料、結晶化温度以上であ� �600℃で5分間、Ar雰囲気中で行い、微結晶を� �出させた。但し、Pの含有量が5原子%以上の� �施例については550℃で5分間、Ar雰囲気中で� �処理を行い、微結晶を析出させた。

 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� �あって、連続的に薄帯の量産が可能な30μm以 上の最大厚さt _max を有し、更に熱処理後20A/m以下の保磁力Hcで� �る。ここでt _max ≧30μmの条件を満たすためには厚さ30μm薄帯� �X線回折結果が非晶質相であればよい。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Bの含有量であるcの値を4原子%か� �20原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例91から104の場合は、Bs≧1.30T、t _max ≧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� �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� ��していない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Pの含有量であるdの値を0原子%か� �10原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例105から111の場合は、Bs≧1.30T、t _max ≧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� ��件範囲となる。d=0、10である比較例25、26の� ��合は非晶質形成能が低下し、上掲の条件を� ��たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Cuの含有量であるeの値を0原子%か� ��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、t _max ≧30μmの条件を満たしており、この場合の0.02 5≦e≦1の範囲が本発明におけるパラメータe� �条件範囲となる。e=0、1.5である比較例27、28� ��場合は非晶質形成能が低下し、上掲の条件� ��満たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ⁴ 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、t _max ≧30μmの条件を満たしており、この場合のパ� ��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� ��条件を満たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ² 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、t _max ≧30μmの条件を満たしており、この場合のパ� ��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、� ��たb=12である比較例31の場合は非晶質形成能� ��低下し、上掲の条件を満たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ³ の含有量であるfの値を0原子%から3原子%まで� ��化させた場合に相当する。このうち実施例1 46から151の場合は、Bs≧1.30T、t _max ≧30μmの条件を満たしており、この場合のパ� ��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� ��、上掲の条件を満たしていない。

 (実施例152~158、比較例35~37)
 Fe、Co、Ni、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Al、Cu、Nb、Mo、Crの原料をそれぞれ下記の� �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、� ��ルミナ坩堝の中に入れて高周波誘導加熱装� ��の真空チャンバー内に配置して真空引きを� ��い、その後減圧Ar雰囲気中で高周波誘導加� �により溶解して母合金を作製した。この母� �金を単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ� �30μm、幅約3mm、長さ約5mの連続薄帯を作製し� ��。これらの薄帯の冷却速度が最も遅くなる� ��冷時に銅ロールと接触していない薄帯の面� ��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� ��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� ��、厚さ30μmの薄帯を作製できない組成につ� �ては熱処理後の評価を行っていない。本発� �の実施例152~158、及び比較例35~37の組成にお� �る非晶質合金組成物の厚さ30μm薄帯のX線回� �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。

 表6に示されるように、実施例152~158の非晶� �合金組成物は、結晶化温度以上の温度で熱� �理を施すことで、微細な結晶を析出させて� �り、またいずれも飽和磁束密度Bsが1.30T以上� ��あって、連続的に薄帯の量産が可能な30μm� �上の最大厚さt _max を有し、更に熱処理後20A/m以下の保磁力Hcで� �る。ここでt _max ≧30μmの条件を満たすためには厚さ30μm薄帯� �X線回折結果が非晶質相であればよい。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ¹ の含有量であるaの値を0から0.7まで変化させ� ��場合に相当する。このうち実施例152から158� ��場合は、Bs≧1.30T、t _max ≧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� ��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� ��ていない。またM ¹ を過剰に添加するとBsの低下が顕著になり、� ��た原料が高価で工業的に好まし、非晶質形� ��能も低下し始めることから、M ¹ の含有量であるaの値は0.3以下であることが� �ましい。

 (実施例159~193、比較例38~48)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Ai、Fe ₈₀ C ₂₀ 、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、� ��び比較例38~48の合金組成となるようそれぞ� �秤量し、アルミナ坩堝の中に入れて高周波� �導加熱装置の真空チャンバー内に配置して� �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� ��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� ��。但し、非晶質形成能が低く、結晶が析出� ��た軟磁性粉末については評価を行わない。� ��に、軟磁性粉末とシリコーン樹脂の固形分� ��の比率が重量比で、100/5となるように、熱� �理前の粉末とシリコーン樹脂の溶液を混合� �て造粒し、造粒粉末を成型圧力1000MPaにてプ� ��ス成型し、外形18mm、内径12mm、厚さ3mmのト� �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Fe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 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、100k Hz-100mTの励磁条件で、これら圧粉磁芯の鉄損� ��測定を行った。このときそれぞれの試料に� ��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℃、Fe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 粉末については700℃でそれぞれ60分間の熱処� ��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� ��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。

 表7に示されるように、実施例159~193の非� �質合金組成物は、水アトマイズ法で平均粒� �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� �であって、更に熱処理後において4900mW/cc未� �の鉄損Pcvである。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Bの含有量であるcの値を3原子%か� �22原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例159から166の場合は、非晶質単相� �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≦2 0の範囲が本発明におけるパラメータcの条件� ��囲となる。c=3、22である比較例39、40の場合� ��、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の軟� ��性粉末を得ることができず、上掲の条件を� ��たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Pの含有量であるdの値を0原子%か� �12原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例167から171の場合は、非晶質単相� �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� �範囲となる。d=0、12である比較例41、42の場� �は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の� �磁性粉末を得ることができず、上掲の条件� �満たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Cuの含有量であるeの値を0原子%か� ��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<4900 mW/ccの条件を満たしており、この場合のe≦1� �範囲が本発明におけるパラメータeの条件範� ��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。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ⁴ 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� ��たしており、この場合のg≦8の範囲が本発� �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� ��し、非晶質単相の軟磁性粉末を得ることが� ��きず、上掲の条件を満たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ² の含有量であるbの値を0原子%から6原子%まで� ��化させた場合に相当する。このうち実施例1 59及び186から193の場合は非晶質単相の粉末を� ��ることができ、Bs≧1.20T、Pcv<4900mW/ccの条� �を満たしており、この場合の0≦b≦5の範囲� �本発明におけるパラメータbの条件範囲とな� ��。b=6である比較例46の場合は、飽和磁束密� �が低下し、上掲の条件を満たしていない。

 (実施例194~242、比較例49~62)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、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� ��の表をまとめて「表8」という)に記載の本� �明の実施例194~242、及び比較例49~62の合金組� �となるようそれぞれ秤量し、アルミナ坩堝� �中に入れて高周波誘導加熱装置の真空チャ� �バー内に配置して真空引きを行い、その後� �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� ��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� �れるFe _79.91 B ₁₀ P ₂ Si ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 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� ��うに、ブロードなピークのみになる状態で� ��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� �粉末については評価を行わない。次に、軟� �性粉末とシリコーン樹脂の固形分との比率� �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� �、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、� ��々の成型体に対して、バインダーとしての� ��リコーン樹脂を硬化させるための熱処理を� ��して、評価用の圧粉磁芯を作製した。圧粉� ��芯を作製した。また、従来材料として、水� ��トマイズで作製されたFe及びFe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 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、100k Hz-100mTの励磁条件で、これら圧粉磁芯の鉄損� ��測定を行った。このときそれぞれの試料に� ��いて600℃で10分間の熱処理を行い、微結晶� �析出させた。また、Fe粉末については500℃、 Fe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 粉末については700℃でそれぞれ60分間の熱処� ��を行い、微結晶を析出させた。本発明の実� ��例194~242、及び比較例49~62の組成における非� ��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� ��それぞれ表8に示す。

 表8に示されるように、実施例194~242の非� �質合金組成物は、水アトマイズ法で平均粒� �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� �であり、4900mW/cc未満の鉄損Pcvである。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Bの含有量であるcの値を4原子%か� �20原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例194から200の場合は、非晶質単相� �粉末を得ることができ、熱処理後Bs≧1.30T、P cv<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� �条件範囲となる。c=4、20である比較例49、50� �場合は、非晶質形成能が低下し、非晶質単� �の粉末を得ることができず、上掲の条件を� �たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Pの含有量であるdの値を0原子%か� �10原子%まで変化させた場合に相当する。こ� �うち実施例201から207の場合は、非晶質単相� �粉末を得ることができ、熱処理後Bs≧1.30T、P cv<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� ��dの条件範囲となる。d=0である比較例51の場� ��は、非晶質形成能が低下し、非晶質単相の� ��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� �量は5原子%以下が好ましい。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、Cuの含有量であるeの値を0原子%か� ��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� ��の0.025≦e≦1.0の範囲が本発明におけるパラ� ��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、� �晶質単相の粉末を得ることができず、上掲� �条件を満たしていない。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ⁴ 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� ��条件を満たしており、この場合の0≦g≦8の� ��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。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ² 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� ��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� �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� ��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。

 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、(Fe _1-a M ¹ _a ) _{100-b-c-d-e-f-g} M ² _b B _c P _d Cu _e M ³ _f M ⁴ _g において、M ³ の含有量であるfの値を0原子%から3原子%まで� ��化させた場合に相当する。このうち実施例2 40から242の場合は、非晶質単相の粉末を得る� ��とができ、熱処理後Bs≧1.30T、Pcv<4900mW/cc� �条件を満たしており、この場合の0≦f≦2の� �囲が本発明におけるパラメータfの条件範囲� ��なる。f=3である比較例58の場合は、非晶質� �成能が低下し、非晶質単相の粉末を得るこ� �ができず、上掲の条件を満たしていない。

 (実施例243~251、比較例63)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、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� ��溶解して母合金を作製した。この母合金を� ��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、� �晶質単相であることを確認し、さらにVSMに� �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� ��恒温高湿試験を行い、24時間後及び100時間� �の薄帯表面の変色の有無を評価した。さら� �母合金を水アトマイズ法にて処理し、平均� �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� �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� �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。

 表9に示されるように、実施例243~251の非晶� �合金組成物は、単ロール液体急冷法で厚さ30 μm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� ��ることが可能であり、いずれも飽和磁束密� ��Bsが1.20T以上である。また比較例63はCrの過� �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� ��価するとは恒温高湿試験後の薄帯およびア� ��マイズ後に粉末が変色しているCrの含有し� �いない実施例243は磁気特性については変化� �いものの外観上好ましくない。Crは0.1原子%� �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M ² 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 。

 (実施例252~258、比較例64)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Cu、Nb、Crの原料をそれぞれ下記の表10に記� ��の本発明の実施例252~258、及び比較例64の合� ��組成となるようそれぞれ秤量し、アルミナ� ��堝の中に入れて高周波誘導加熱装置の真空� ��ャンバー内に配置して真空引きを行い、そ� ��後減圧Ar雰囲気中で高周波誘導加熱により� �解して母合金を作製した。この母合金を単� �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� ��600℃で5分間、Ar雰囲気中で熱処理を行い、� ��ノ結晶を析出させた。この薄帯をVSMにより� ��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1 00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� �トマイズ上がりのこの粉末の表面状態を観� �し、またX線回折法による測定を行い、非晶� ��単相であることを確認した。本発明の実施� ��252~258、及び比較例64の組成における薄帯の� ��和磁束密度Bsと恒温高湿試験後の表面状態� �よびアトマイズ上りの粉末の表面状態の観� �結果をそれぞれ表10に示す。

 表10に示されるように、実施例252~258の非晶� ��合金組成物は、単ロール液体急冷法で厚さ3 0μmの非晶質単相の連続薄帯及び水アトマイ� �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� ��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� ��特性については変化ないものの外観上好ま� ��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M ² 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� �。

 (実施例259~266)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Cu、Nb、Crの原料をそれぞれ下記の表11に記� ��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� ��中で高周波誘導加熱により溶解して母合金� ��作製した。この母合金を単ロール液体急冷� ��にて処理し、厚さ25μm、幅約5mm、長さ約10m� �連続薄帯を作製した。この薄帯について抵� �計を用いて比抵抗を評価した。更に薄帯を� �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1 00kHzの初透磁率を評価した。また熱処理条件� ��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� �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� ��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� ��100kHzにおける初透磁率及び10kHzから100kHzへ� �高周波化における初透磁率の減少率の評価� �果をそれぞれ表11に示す。

 表11に示される実施例259~266について比抵� ��と初透磁率を評価すると、Crの含有してい� �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。

 (実施例267~277、比較例65~76)
 Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Cu、Nb、Crの原料をFe _73.91 B ₁₁ P ₆ Si ₇ Nb ₁ Cr ₁ Cu _0.09 、Fe _79.91 B ₁₂ P ₃ Nb ₅ Cu _0.09 及びFe _79.91 B ₁₀ P ₂ Si ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 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� ��母合金を作製した。この母合金を水アトマ� ��ズ法にて処理し、平均粒径10μmの軟磁性粉� �を作製した。この粉末をX線回折法による測� ��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� ��との比率が重量比で、100/5となるように、� �処理前の粉末とシリコーン樹脂の溶液を混� �して造粒し、造粒粉末を成型圧力1000MPaにて� ��レス成型し、外形18mm、内径12mm、厚さ3mmの� �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Fe _73.91 B ₁₁ P ₆ Si ₇ Nb ₁ Cr ₁ Cu _0.09 組成については各60分、Fe _79.91 B ₁₂ P ₃ Nb ₅ Cu _0.09 及びFe _79.91 B ₁₀ P ₂ Si ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 組成については各10分間熱処理を施し評価用� ��料とする。また、従来材料として、水アト� ��イズで作製されたFe及びFe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 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℃、Fe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 粉末については700℃でそれぞれ60分間の熱処� ��を行った。次に熱処理を施した粉末に対し� ��X線回折法による測定を行い、得られたX線� �折ピークの半値幅からシェラーの式を用い� �析出したナノ結晶の結晶粒径を求め、VSMに� �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� ��励磁条件で鉄損の測定を行った。本発明の� ��施例267~277、及び比較例65~76の組成における� ��晶質合金組成物の熱処理条件に対する粉末� ��飽和磁束密度Bs、平均結晶粒径及び圧粉磁� �の鉄損Pcvの測定結果をそれぞれ表12に示す。

 表12に示されるように、実施例267~270の非� ��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� �成物は適切な熱処理を施すことでいずれも� �和磁束密度Bsが1.30T以上であり、且つ、いず� ��も4900mW/cc未満の鉄損Pcvとなる。

 ここで、表12にFe _73.91 B ₁₁ P ₆ Si ₇ Nb ₁ Cr ₁ Cu _0.09 組成の熱処理条件のうち、実施例267~270、比� �例65から67にかかるものは、200℃から800℃の� ��処理温度に相当する。このうち実施例267か� ��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� �して用いる合金組成物としては600℃以下の� �囲が本発明における熱処理条件として好ま� �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� ��、結晶化温度以上の熱処理条件であり、本� ��成では析出した結晶が粗大化したため鉄損P cvが劣化し、上掲の条件を満たしていない。

 ここで、表12に掲げられたFe _79.91 B ₁₂ P ₃ Nb ₅ Cu _0.09 、Fe _79.91 B ₁₀ P ₂ Si ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 組成の熱処理条件のうち、実施例271~277、比� �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<4 900mW/ccの条件を満たしており、非晶質相から� ��処理によりナノ結晶を析出させる合金組成� ��としては400℃から700℃の範囲が本発明にお� ��る熱処理条件として好ましい。熱処理温度� ��低い比較例68~70、72、73の場合はナノ結晶が� ��出しないため飽和磁束密度Bsが低く、また� �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� ��め鉄損Pcvが劣化し、上掲の条件を満たして� ��ない。

 ここで、表12に掲げられた実施例267~277、� ��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<4 900mW/ccの条件を満たしており、非晶質相から� ��処理によりナノ結晶を析出させる合金組成� ��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� �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。

 (実施例278~287、比較例77~80)
 Fe、Si、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Cu、Nb、Crの原料をFe _73.91 B ₁₁ P ₆ Si ₇ Nb ₁ Cr ₁ Cu _0.09 及びFe _79.9 Si ₂ B ₁₀ P ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 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� ��母合金を作製した。この母合金を水アトマ� ��ズ法にて処理し、更に分級を行うことで平� ��粒径1~200μmの軟磁性粉末を作製した。この� �末をX線回折法による測定を行い、非晶質単� ��であることを確認した。次に、軟磁性粉末� ��シリコーン樹脂の固形分との比率が重量比� ��、100/5となるように、熱処理前の粉末とシ� �コーン樹脂の溶液を混合して造粒し、造粒� �末を成型圧力1000MPaにてプレス成型し、外形1 8mm、内径12mm、厚さ3mmのトロイダル形状の成� �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Fe _73.91 B ₁₁ P ₆ Si ₇ Nb ₁ Cr ₁ Cu _0.09 組成は400℃で60分間、またFe _79.9 Si ₂ B ₁₀ P ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 組成は600℃で10分間熱処理を施し評価用試料� ��する。また、従来材料として、水アトマイ� ��で作製されたFe及びFe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 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℃、Fe ₈₈ Si ₃ Cr ₉ 粉末については700℃でそれぞれ60分間の熱処� ��を行った。また圧粉磁芯の試料はBHアナラ� �ザーを用いて、100kHz-100mTの励磁条件で鉄損� �測定を行った。本発明の実施例278~287、及び� ��較例77~80の組成における非晶質合金組成物� �粉末粒径及び圧粉磁芯の鉄損Pcvの測定結果� �それぞれ表13に示す。

 表13に示されるように、実施例278~287の非� ��質合金組成物は、適切な軟磁性粉末の粉末� ��径を使用することでいずれも4900mW/cc未満の� ��損Pcvとなる。

 ここで、表13に掲げられた組成のうち、� �施例278~287、比較例77、78にかかるものは、1μ mから225μmの粉末粒径に相当する。このうち� �施例278から287の場合はPcv<4900mW/ccの条件を� ��たしており、150μm以下の範囲が本発明にお� ��る粉末粒径の範囲となる。粉末の平均粒径� ��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。

 (実施例288)
 次に、本発明の軟磁性粉末を成形して得ら� ��る圧粉磁芯にコイルを配置したインダクタ� ��作製し、評価を行った結果について説明す� ��。なお、作製したインダクタは、圧粉磁芯� ��部にコイルが内蔵された、一体成形型のイ� ��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2(b)は同じくコイルを透視した側面図で� ��る。なお、図2において、1は圧粉磁芯で、� �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Fe _79.9 Si ₂ B ₁₀ P ₂ Nb ₅ Cr ₁ Cu _0.09 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� ��溶解し母合金を作製した。その後、作製し� ��母合金を用い水アトマイズ法により平均粒� ��10μmの粉末を作製した。次に、これらの粉� �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、� ��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� ��有する平角導体を、エッジワイズ巻きにし� ��もので、巻数は3.5ターンである。このコイ� ��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� �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� �、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� ��示した。ここでは実施例を実線で、比較例� ��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� �末を、重量比で6/4の比率で混合した粉末を� �いた他は、本実施例と同様にして調製した� �ンダクタのことである。また、図5に示すイ� ��ダクタの実装効率では実施例、比較例のイ� ��ダクタがともにL=0.6μHになるように成形圧� �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。

 (実施例289~291、比較例81~83)
Fe、B、Fe ₇₅ P ₂₅ 、Si、Fe ₈₀ C ₂₀ 、Cu、Nb、Cr、Ga、Alの原料をそれぞれ下記の� �14に記載の本発明の実施例289~291、及び比較� �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� ��により溶解して母合金を作製した。この母� ��金を銅鋳型鋳造法にて直径1mmの円柱状及び� ��さ0.3mm、幅5mmの板形状の穴を持つ銅鋳型に� �れぞれ鋳込み、種々の直径で長さ約15mmの棒� ��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� �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� �の実施例289~291及び比較例81~83の組成におけ� �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。

 表14に示されるように、実施例289~291の非� ��質合金組成物は、銅鋳型鋳造法で厚さ0.3mm� �上の板状または直径1mm以上棒状の非晶質単� �の部材を作製することが可能であり、いず� �も飽和磁束密度Bsが1.20T以上である。比較例8 1は非晶質形成能が低く、また比較例82、83は� ��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。

 表14に示されるように、実施例289~291、比� ��例81~83にかかるものは、過冷却液体領域δTx� ��0から55℃まで変化させた場合に相当する。� ��のうち実施例289から291の場合は銅鋳型鋳造� ��で厚さ0.3mm以上の板状または直径1mm以上棒� �の非晶質単相の部材を作製することが可能� �あり、いずれも飽和磁束密度Bsが1.20T以上で� ��り、この場合過冷却液体領域は20℃以上が� �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。

 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� �れ、粉末及び薄帯、バルク材の種々の部材� �得ることができ、また適切な熱処理を施す� �とによって優れた軟磁気特性を得ると同時� �、更に組成を限定することで非晶質相中に50 nm以下の微細な結晶粒を析出させることによ� ��高飽和磁束密度を得ることができることが� ��かった。また、第1の実施形態及び第2の実� �形態に係る軟磁性薄帯、粉末を用いること� �より、高透磁率、低鉄損の巻磁芯、積層磁� �、圧粉磁芯などを得ることができることが� �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� �、従来材料を用いて作製されたインダクタ� �りも優れた特性を示すことがわかった。従� �て、本発明の軟磁性合金は、重要な電子部� �であるインダクタの原料として用いること� �より、インダクタ特性向上、小型軽量化に� �きく寄与すると考えられる。特に実装効率� �向上は、省エネルギーについての寄与が大� �いと言えるもので、環境問題の上からも有� �である。以上、添付図面を参照しながら、� �発明の実施形態及び実施例を説明したが、� �発明の技術的範囲は、前述した実施形態及� �実施例に左右されない。当業者であれば、� �許請求の範囲に記載された技術的思想の範� �内において各種の変更例または修正例に想� �し得ることは明らかであり、それらについ� �も当然に本発明の技術的範囲に属するもの� �了解される。