阅读说明：本技术 软磁性合金及磁性部件 (Soft magnetic alloy and magnetic component ) 是由 天野一 原田明洋 吉留和宏 堀野贤治 松元裕之 荒健辅 长谷川晓斗 野老诚吾 于 2019-02-15 设计创作，主要内容包括：本发明提供一种具有高饱和磁通密度、低矫顽力及高电阻率的软磁性合金。所述软磁性合金的组成式(Fe<Sub>(1-(α+β))</Sub>X1<Sub>α</Sub>X2<Sub>β</Sub>)<Sub>(1-(a+b+c+d+e))</Sub>M<Sub>a</Sub>Si<Sub>b</Sub>Cu<Sub>c</Sub>X3<Sub>d</Sub>B<Sub>e</Sub>,X1为选自Co及Ni中的1种以上,X2为选自Ti、V、Mn、Ag、Zn、Al、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上,X3为选自C及Ge中的1种以上,M为选自Zr、Nb、Hf、Ta、Mo及W中的1种以上,0.030≤a≤0.120,0.020≤b≤0.175,0≤c≤0.020,0≤d≤0.100,0≤e≤0.030,α≥0,β≥0,0≤α+β≤0.55。(The invention provides a soft magnetic alloy having a high saturation magnetic flux density, a low coercive force and a high resistivity. The composition formula (Fe) of the soft magnetic alloy (1‑(α+β)) X1 α X2 β ) (1‑(a+b+c+d+e)) M a Si b Cu c X3 d B e X1 is more than 1 selected from Co and Ni, X2 is selected from Ti. More than 1 of V, Mn, Ag, Zn, Al, Sn, As, Sb, Bi and rare earth elements, X3 is more than 1 selected from C and Ge, M is more than 1 selected from Zr, Nb, Hf, Ta, Mo and W, a is more than or equal to 0.030 and less than or equal to 0.120, b is more than or equal to 0.020 and less than or equal to 0.175, C is more than or equal to 0 and less than or equal to 0.020, d is more than or equal to 0 and less than or equal to 0.100, e is more than or equal to 0 and less than or equal to 0.030, α is more than or equal to 0, β is more than or equal to 0, and more than or equal.)

软磁性合金及磁性部件

技术领域

本发明涉及一种软磁性合金及磁性部件。

背景技术

近年来，纳米晶材料逐渐成为磁性部件用软磁性材料，特别是功率电感器用软磁性材料的主流。例如，在专利文献1中记载了具有细微的结晶粒径的Fe基软磁性合金。纳米晶材料与现有的FeSi等的结晶性材料或FeSiB等的非晶类材料相比较，可以得到较高的饱和磁通密度等。

但是，现在随着磁性部件、特别是功率电感器的进一步高频化及小型化的推进，寻求能够得到兼具更高的直流叠加特性及低磁芯损耗(磁损耗)的磁芯的软磁性合金。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-322546号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

再者，作为降低上述磁芯的磁芯损耗的方法，可以考虑降低特别是构成磁芯的磁性体的矫顽力和电阻率。此外，作为得到高直流叠加特性的方法，可以考虑提升特别是构成磁芯的磁性体的饱和磁通密度。

本发明的目的在于提供一种具有高饱和磁通密度、低矫顽力及高电阻率的软磁性合金等。

用于解决技术问题的手段

为了达成上述目的，本发明所涉及的软磁性合金，其特征在于：是由组成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d+e))}M_aSi_bCu_cX3_dB_e构成的软磁性合金，

X1为选自Co及Ni中的1种以上，

X2为选自Ti、V、Mn、Ag、Zn、Al、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上，

X3为选自C及Ge中的1种以上，

M为选自Zr、Nb、Hf、Ta、Mo及W中的1种以上，

0.030≤a≤0.120，

0.020≤b≤0.175，

0≤c≤0.020，

0≤d≤0.100，

0≤e≤0.030，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.55。

本发明的软磁性合金通过具有上述特征，容易具有通过实施热处理而容易成为Fe基纳米晶合金的结构。再者，具有上述特征的Fe基纳米晶合金成为具有饱和磁通密度高且矫顽力低的优选的软磁特性，进一步电阻率高的软磁性合金。

关于本发明的软磁性合金，也可以0≤e≤0.010。

关于本发明的软磁性合金，也可以0≤e<0.001。

关于本发明的软磁性合金，也可以0.730≤1-(a+b+c+d+e)≤0.930。

关于本发明的软磁性合金，也可以0≤α{1-(a+b+c+d+e)}≤0.40。

关于本发明的软磁性合金，也可以α＝0。

关于本发明的软磁性合金，也可以0≤β{1-(a+b+c+d+e)}≤0.030。

关于本发明的软磁性合金，也可以β＝0。

关于本发明的软磁性合金，也可以α＝β＝0。

本发明的软磁性合金也可以具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

关于本发明的软磁性合金，所述初始微晶的平均粒径也可以为0.3～10nm。

本发明的软磁性合金也可以具有由Fe基纳米晶构成的结构。

关于本发明的软磁性合金，所述Fe基纳米晶的平均粒径也可以为5～30nm。

本发明的软磁性合金也可以为薄带形状。

本发明的软磁性合金也可以为粉末形状。

此外，本发明所涉及的磁性部件由上述的软磁性合金构成。

具体实施方式

以下对本发明的实施方式进行说明。

本实施方式的软磁性合金是由组成式(Fe_(1-(α+β))X1_αX2_β)_{(1-(a+b+c+d+e))}M_aSi_bCu_cX3_dB_e构成的软磁性合金，并且具有以下的组成，

X1为选自Co及Ni中的1种以上，

X2为选自Ti、V、Mn、Ag、Zn、Al、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上，

X3为选自C及Ge中的1种以上，

M为选自Zr、Nb、Hf、Ta、Mo及W中的1种以上，

0.030≤a≤0.120，

0.020≤b≤0.175，

0≤c≤0.020，

0≤d≤0.100，

0≤e≤0.030，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.55。

具有上述的组成的软磁性合金由非晶质构成，容易作为不含由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相的软磁性合金。而且，在对该软磁性合金进行热处理时，容易析出Fe基纳米晶。而且，包含Fe基纳米晶的软磁性合金容易具有高饱和磁通密度、低矫顽力及高电阻率。再者，耐氧化性也容易变高。

换而言之，具有上述组成的软磁性合金容易作为使Fe基纳米晶析出的软磁性合金的起始原料。

Fe基纳米晶是粒径为纳米级，且Fe的晶体结构为bcc(体心立方晶格结构)的结晶。在本实施方式，优选使平均粒径为5～30nm的Fe基纳米晶析出。析出这样的Fe基纳米晶的软磁性合金的饱和磁通密度容易变高，矫顽力容易变低。再者，电阻率也容易变高。

再者，热处理前的软磁性合金也可以完全仅由非晶质构成，但优选由非晶质及粒径在15nm以下的初始微晶构成，并且具有所述初始微晶存在于所述非晶质中的纳米异质结构。通过具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构，容易在热处理时使Fe基纳米晶析出。再者，在本实施方式，所述初始微晶的平均粒径优选为0.3～10nm。

以下，对本实施方式的软磁性合金的各成分进行详细地说明。

M为选自Zr、Nb、Hf、Ta、Mo及W中的1种以上。此外，作为M的种类，优选仅由选自Nb、Hf及Zr中的1种以上构成。通过M的种类为选自Nb、Hf及Zr中的1种以上，饱和磁通密度容易变高，矫顽力容易变低。

M的含量(a)满足0.030≤a≤0.120。M的含量(a)优选为0.050≤a≤0.100。在a较小时，容易在热处理前的软磁性合金产生由粒径大于15nm的结晶构成的结晶相，无法通过热处理使Fe基纳米晶析出，并且矫顽力容易变高。在a较大时，饱和磁通密度容易变低。

Si的含量(b)满足0.020≤b≤0.175。Si的含量(b)优选满足0.030≤b≤0.100。在b较小时，矫顽力容易变高。此外，在b较大时，饱和磁通密度容易变低。

再者，M的含量(a)越小Si的含量(b)越大有可以得到良好的特性的趋势。相反地，M的含量(a)越大Si的含量越小有可以得到良好的特性的趋势。

Cu的含量(c)满足0≤c≤0.020。即，也可以不含Cu。有Cu的含量越少，则饱和磁通密度越高，Cu的含量越多，则矫顽力越低的趋势。在c过大时，饱和磁通密度会变得过低。

X3为选自C及Ge中的1种以上。X3的含量(d)满足0≤d≤0.100。即，也可以不含X3。X3的含量(d)优选为0≤d≤0.050。在X3的含量过多时，饱和磁通密度容易变低，矫顽力容易变高。

B的含量(e)满足0≤e≤0.030。即，也可以不含B。再者，优选为0≤e≤0.010，更优选实质上不含B。再者，实质上不含B是指0≤e<0.001的情形。在B的含量较多时，饱和磁通密度容易变低，矫顽力容易变高。

关于Fe的含量(1-(a+b+c+d+e))，并无特別限制，优选满足0.730≤1-(a+b+c+d+e)≤0.930。也可以满足0.780≤1-(a+b+c+d+e)≤0.930。满足上述范围时，容易提升饱和磁通密度，并且容易降低矫顽力。

此外，在本实施方式的软磁性合金中，也可以将Fe的一部分以X1及/或X2取代。

X1为选自Co及Ni中的1种以上。X1的含量(α)也可以为α＝0。即，也可以不含X1。此外，将组成整体的原子数设定为100at％，X1的原子数优选为40at％以下。即，优选满足0≤α{1-(a+b+c+d+e)}≤0.40。

X2为选自Ti、V、Mn、Ag、Zn、Al、Sn、As、Sb、Bi及稀土元素中的1种以上。X2的含量(β)也可以为β＝0。即，也可以不含X2。此外，将组成整体的原子数设定为100at％，X2的原子数优选为3.0at％以下。即，优选满足0≤β{1-(a+b+c+d+e)}≤0.030。

作为将Fe取代为X1及/或X2的取代量的范围，为0≤α+β≤0.55。在α+β>0.55时，难以通过热处理制成Fe基纳米晶合金，即使能够制成Fe基纳米晶合金，矫顽力也容易变高。

再者，关于本实施方式的软磁性合金，也可以含有上述以外的元素作为不可避免的杂质。例如，上述以外的元素也可以含有相对于软磁性合金100重量％合计小于1重量％。

以下，对本实施方式的软磁性合金的制造方法进行说明。

关于本实施方式的软磁性合金的制造方法，并无特别限定。例如有通过单辊法制造本实施方式的软磁性合金的薄带的方法。此外，薄带也可以为连续薄带。

在单辊法，首先，准备最终得到的软磁性合金所包含的各金属元素的纯金属，以成为与最终得到的软磁性合金相同的组成的方式称重。然后，将各金属元素的纯金属熔融、混合，制作母合金。此外，上述纯金属的熔融方法没有特别限制，例如具有在腔室内进行抽真空后，通过高频加热使之熔融的方法。此外，母合金和最终得到的由Fe基纳米晶构成的软磁性合金通常成为相同的组成。

接着，将制作的母合金加热使其熔融，得到熔融金属(熔液)。熔融金属的温度，并无特别限制，例如可以设定为1200～1500℃。

在单辊法，主要可以通过调整辊的转速来调整所得到的薄带的厚度，例如也可以通过调整喷嘴与辊的间隔、熔融金属的温度等来调整所得到的薄带的厚度。薄带的厚度，并无特别限制，例如可以为5～30μm。

在后述的热处理之前，薄带为不含粒径大于15nm的结晶的非晶质。通过对非晶质的薄带，实施后述的热处理，可以得到Fe基纳米晶合金。

此外，确认热处理前的软磁性合金的薄带中是否包含粒径大于15nm的结晶的方法，并无特别限制。例如，可以通过通常的X射线衍射测定来确认有无粒径大于15nm的结晶。

此外，热处理前的薄带中也可以完全不含粒径小于15nm的初始微晶，但优选含有初始微晶。即，热处理前的薄带优选为由非晶质及存在于该非晶质中的该初始微晶所构成的纳米异质结构。再者，初始微晶的粒径，并无特别限制，优选平均粒径为0.3～10nm的范围内。

此外，关于有无上述初始微晶及平均粒径的观察方法，并无特别限制，例如可以通过对于通过离子铣削而薄片化的试样，使用透射电子显微镜，得到选区衍射图像、纳米束衍射图像、明场图像或高分辨率图像来确认。在使用选区衍射图像或纳米束衍射图像的情况下，为非晶质时，衍射图案中形成环状的衍射，与之相对，在不是非晶质时，形成晶体结构所引起的衍射斑点。另外，在使用明场图像或高分辨率图像的情况下，通过以倍率1.00×10⁵～3.00×10⁵倍目视进行观察，从而能够观察初始微晶的有无及平均粒径。

辊的温度、转速及腔室内部的气氛并无特别限制。为了非晶质化，优选辊的温度设为4～30℃。处于辊的转速越快，则初始微晶的平均粒径越小的倾向，为了得到平均粒径0.3～10nm的初始微晶，优选设为30～40m/sec.。如果考虑到成本方面，则腔室内部的气氛优选设为大气中。

此外，用于制造Fe基纳米晶合金的热处理条件，并无特别限制。根据软磁性合金的组成，优选的热处理条件不同。通常，优选的热处理温度大致为400～600℃，优选的热处理时间大致为10分钟～10小时。但是，也有时由于组成而在脱离上述的范围的地方存在优选的热处理温度及热处理时间。此外，热处理时的气氛并无特别限制。可以在如大气中那样的活性气氛下进行，也可以在如Ar气中那样的惰性气氛下进行。

此外，算出所得到的Fe基纳米晶合金的平均粒径的方法，并无特别限制。例如，可以通过使用透射电子显微镜观察而算出。此外，确认晶体结构为bcc(体心立方晶格结构)的方法，也无特别限制。例如，可以使用X射线衍射测定来确认。

此外，作为得到本实施方式的软磁性合金的方法，除了上述的单辊法以外，还存在例如通过水雾化法或气体雾化法得到本实施方式的软磁性合金的粉体的方法。以下，对气体雾化法进行说明。

气体雾化法中，与上述的单辊法同样地进行，得到1200～1500℃的熔融合金。然后，使上述熔融合金在腔室内喷射，制作粉体。

此时，通过将气体喷射温度设为4～30℃，且将腔室内的蒸气压设为1hPa以下，容易得到上述的优选的纳米异质结构。

通过气体雾化法制作粉体之后，通过以400～600℃进行热处理0.5～10分钟，可以防止各粉体彼此烧结使粉体粗大化，并且促进元素的扩散，可以在短时间到达热力学的平衡状态，可以去除应变、应力，从而容易得到平均粒径为10～50nm的Fe基软磁性合金。

以上，对本发明的一个实施方式进行了说明，但本发明并不限定于上述实施方式。

关于本实施方式的软磁性合金的形状，并无特别限制。如上所述，可以例示薄带形状、粉末形状，此外也可以考虑块状等。

关于本实施方式的软磁性合金(Fe基纳米晶合金)的用途，并无特别限制。例如，可以列举磁性部件，其中特别可以列举磁芯。可以适当地用作电感器用、特别是功率电感器用的磁芯。关于本实施方式的软磁性合金，除了磁芯以外，也可以适用于薄膜电感器、磁头。

以下，对由本实施方式的软磁性合金得到磁性部件，特别是磁芯及电感器的方法进行说明，但由本实施方式的软磁性合金得到磁芯及电感器的方法不限定于下述方法。此外，作为磁芯的用途，除了电感器以外，还可以列举变压器及马达等。

作为由薄带形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可以举出将薄带形状的软磁性合金卷绕的方法或层叠的方法。在层叠薄带形状的软磁性合金时经由绝缘体进行层叠的情况下，能够得到进一步提高了特性的磁芯。

作为由粉末形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可以举出适当与粘合剂混合之后，使用模具进行成型的方法。另外，在与粘合剂混合之前，对粉末表面实施氧化处理、绝缘被膜等，由此，成为电阻率提高，且更适于高频带的磁芯。

成型方法没有特别限制，可以举出使用模具的成型、模压成型等。粘合剂的种类没有特别限制，可以举出硅树脂。软磁性合金粉末与粘合剂的混合比率也没有特别限制。例如，相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1～10质量％的粘合剂。

例如，相对于软磁性合金粉末100质量％混合1～5质量％的粘合剂，并使用模具进行压缩成型，由此，能够得到占空系数(粉末充填率)为70％以上，施加1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.45T以上，且电阻率为1Ω·cm以上的磁芯。上述的特性是与通常的铁氧体磁芯同等以上的特性。

另外，例如，通过相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1～3质量％的粘合剂，并利用粘合剂的软化点以上的温度条件下的模具进行压缩成型，从而能够得到占空系数为80％以上，施加1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.9T以上，且电阻率为0.1Ω·cm以上的压粉磁芯。上述的特性是比通常的压粉磁芯优异的特性。

再者，对于构成上述的磁芯的成型体，作为消除应变热处理在成型后进行热处理，由此，磁芯损耗进一步降低，有用性提高。此外，磁芯的磁芯损耗通过降低构成磁芯的磁性体的矫顽力而降低。

另外，通过对上述磁芯实施绕组，得到电感部件。绕组的实施方法及电感部件的制造方法没有特别限制。例如，可以举出对通过上述的方法制造的磁芯将绕组卷绕至少1匝以上的方法。

再者，在使用软磁性合金颗粒的情况下，具有通过在绕组线圈内置于磁性体的状态下进行加压成型并一体化，从而制造电感部件的方法。在该情况下，容易得到对应于高频且大电流的电感部件。

再者，在使用软磁性合金颗粒的情况下，将向软磁性合金颗粒中添加粘合剂及溶剂而膏体化的软磁性合金膏体、及向线圈用的导体金属中添加粘合剂及溶剂而膏体化的导体膏体交替地印刷层叠后，进行加热烧成，由此，能够得到电感部件。或者，使用软磁性合金膏体制作软磁性合金片材，向软磁性合金片材的表面印刷导体膏体，并将它们层叠并烧成，由此，能够得到线圈内置于磁性体的电感部件。

在此，在使用软磁性合金颗粒制造电感部件的情况下，为了得到优异的Q特性，优选使用最大粒径以筛孔直径计为45μm以下，中心粒径(D50)为30μm以下的软磁性合金粉末。为了使最大粒径以筛孔直径计为45μm以下，也可以使用网眼45μm的筛子，并仅使用通过筛子的软磁性合金粉末。

具有使用最大粒径越大的软磁性合金粉末，高频区域中的Q值越降低的倾向，特别是在使用最大粒径以筛孔直径计超过45μm的软磁性合金粉末的情况下，有时高频区域中的Q值大幅降低。但是，在不重视高频区域中的Q值的情况下，可以使用离散较大的软磁性合金粉末。离散较大的软磁性合金粉末能够以较低的价格制造，因此，在使用离散较大的软磁性合金粉末的情况下，可以降低成本。

实施例

以下，基于实施例来具体地说明本发明。

以成为下表所示的各实施例及比较例的合金组成的方式秤量原料金属，通过高频加热熔解，制作母合金。

其后，将制作的母合金加热使其熔融，制成1300℃的熔融状态的金属之后，通过在大气中以转速40m/sec.使用20℃的辊的单辊法，使上述金属向辊喷射，制作薄带。薄带的厚度为20～25μm，薄带的宽度约15mm，薄带的长度约10m。

对所得到的各薄带进行X射线衍射测定，确认有无粒径大于15nm的结晶。然后，在不存在粒径大于15nm的结晶的情况下，设为由非晶相构成；在存在粒径大于15nm的结晶的情况下，设为由结晶相构成。

之后，对各实施例及比较例的薄带，以550℃进行热处理60min。对热处理后的各薄带，测定饱和磁通密度及矫顽力。饱和磁通密度(Bs)使用振动试样型磁力计(VSM)，以磁场1000kA/m进行测定。矫顽力(Hc)使用直流BH回线仪以磁场5kA/m进行测定。电阻率(ρ)通过利用四探针法的电阻率测定来进行测定。在本实施例，将饱和磁通密度为1.30T以上设定为良好，将1.45T以上设定为更良好。将矫顽力为10.0A/m以下设定为良好，将7.0A/m以下设定为更良好。对于电阻率(ρ)，将相对于除了使组成为Fe₉₀Zr₇B₃以外，以与实施例3同样的制法制作的薄带(以下，也称为Fe₉₀Zr₇B₃薄带)的电阻率(ρ)上升了20％以上且小于40％的情况设定为良好，将上升了40％以上的情况设定为更良好。在以下所示的表中，将电阻率从Fe₉₀Zr₇B₃薄带的电阻率上升了40％以上的情况设定为◎，将从Fe₉₀Zr₇B₃薄带的电阻率上升了20％以上且小于40％的情况设定为○，将与Fe₉₀Zr₇B₃薄带的电阻率相同或上升小于20％的情况设定为△，将比Fe₉₀Zr₇B₃薄带的电阻率低的情况设定为×。再者，即使电阻率(ρ)不良好，也可以达成本申请发明的目的。

此外，在表7中，针对因经时变化造成的饱和磁通密度及矫顽力的变化进行测定。具体而言，对测定了饱和磁通密度Bs₀及矫顽力Hc₀的各薄带，进行3000分钟的氧化处理，测定氧化处理后的饱和磁通密度(Bs₃₀₀₀)及矫顽力(Hc₃₀₀₀)。氧化处理在大气气氛下，以150℃的条件进行50小时。

在表7中，将Bs₀≥1.30T、Bs₃₀₀₀/Bs₀≤0.85、Hc₀≤10.0A/m且Hc₃₀₀₀/Hc₀≤1.30的情况设定为良好。

再者，只要在以下所示的实施例中没有特别记载，全部通过X射线衍射测定及使用了透射电子显微镜的观察确认具有平均粒径在5～30nm且晶体结构为bcc的Fe基纳米晶。此外，在下述的表8以外的表所记载的全部实施例及比较例中，不含X1及X2。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

表1记载有在M仅为Zr，且不含Cu、X3及B的情况下，改变了Zr的含量(a)的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例1～6中，饱和磁通密度Bs及矫顽力Hc良好。

相对于此，Zr的含量过小的比较例1中，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力Hc显著提高，电阻率ρ变低。此外，Zr的含量过大的比较例2中，饱和磁通密度下降。

表2记载有在M仅为Nb，且不含Cu、X3及B的情况下，改变了Nb的含量(a)的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例7～12中，饱和磁通密度Bs、矫顽力Hc及电阻率ρ良好。

相对于此，Nb的含量过小的比较例3中，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力Hc显著提高。此外，Nb的含量过大的比较例4中，饱和磁通密度下降。

表3记载有在M仅为Zr，且不含X3及B的情况下，改变了Cu的含量(c)的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例13～16中，饱和磁通密度Bs及矫顽力Hc良好。

相对于此，Cu的含量过大的比较例5中，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力Hc显著提高。再者，饱和磁通密度Bs变低。

表4记载有在M仅为Zr，且不含Cu及B的情况下，改变了X3的种类及含量(d)的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例17～23中，饱和磁通密度Bs、矫顽力Hc及电阻率ρ良好。

相对于此，X3的含量过大的比较例7中，饱和磁通密度Bs降低，矫顽力Hc变高。

表5记载有在M仅为Zr，且不含Cu及X3的情况下，改变了B的含量(e)的实施例及比较例。

各成分的含量在规定的范围内的实施例24～27中，饱和磁通密度Bs、矫顽力Hc及电阻率ρ良好。

相对于此，B的含量过大的比较例8中，饱和磁通密度Bs降低，矫顽力Hc变高。

表6记载有从实施例3中改变了M的种类的实施例。

即使改变M的种类，各成分的含量在规定的范围内的实施例28～32中，饱和磁通密度Bs、矫顽力Hc及电阻率ρ也良好。

表7记载有在M仅为Zr，且不含Cu、X3及B的情况下，改变了Zr的含量(a)及Si的含量(b)的实施例及比较例。此外，如上所述，针对表7所记载的实施例及比较例，测定因经时变化造成的饱和磁通密度及矫顽力的变化。

实施例32a～32d及52～56中，饱和磁通密度、矫顽力及电阻率优良，饱和磁通密度及矫顽力因经时变化产生的变化小。相对于此，Si过少的比较例8a中，成为矫顽力较大，此外，饱和磁通密度及矫顽力的经时变化也较大的结果。Si过多的比较例11中，结果矫顽力变大。此外，与Zr的含量相同的实施例52～56相比较，结果饱和磁通密度也变小。

表8记载有针对实施例3，将Fe的一部分以X1及/或X2取代的实施例。

即使将Fe的一部分以X1及/或X2取代，也显示良好的特性。但是，α+β超过0.55的比较例9中，矫顽力上升。

表9记载有针对实施例3，通过改变辊的转速、热处理温度及/或热处理时间，从而改变了初始微晶的平均粒径及Fe基纳米晶合金的平均粒径的实施例及比较例。

即使改变初始微晶的平均粒径及Fe基纳米晶合金的平均粒径，在热处理前的薄带中不存在粒径大于15nm的结晶的情况下，也显示良好的特性。相对于此，在热处理前的薄带中存在粒径大于15nm的结晶时，即热处理前的薄带由结晶相构成时，热处理后的Fe基纳米晶的平均粒径显著地变大，矫顽力Hc显著地变高。