阅读说明：本技术 软磁性合金和磁性部件 (Soft magnetic alloy and magnetic component ) 是由 吉留和宏 松元裕之 堀野贤治 天野一 长谷川晓斗 于 2019-06-05 设计创作，主要内容包括：提供熔融金属温度低于以往也可制作且具有良好软磁特性的软磁性合金等。具有(Fe<Sub>(1－(α+β))</Sub>X1<Sub>α</Sub>X2<Sub>β</Sub>)<Sub>(1－(a+b+c+d+e+f+g))</Sub>M<Sub>a</Sub>Ti<Sub>b</Sub>B<Sub>c</Sub>P<Sub>d</Sub>Si<Sub>e</Sub>S<Sub>f</Sub>C<Sub>g</Sub>所示组成。X1为选自Co和Ni的1种以上,X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O和稀土元素的1种以上,M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V的1种以上。0.020≤a+b≤0.140、0.001≤b≤0.140、0.020＜c≤0.200、0.010≤d≤0.150、0≤e≤0.060、a≥0、f≥0、g≥0、a+b+c+d+e+f+g＜1、α≥0、β≥0、0≤α+β≤0.50。具有纳米异质结构或Fe基纳米结晶构成的结构。(Provided are a soft magnetic alloy and the like which can be produced even at a lower molten metal temperature than in the past and which have good soft magnetic characteristics. Has (Fe) (1－(α+β)) X1 α X2 β ) (1－(a+b+c+d+e+f+g)) M a Ti b B c P d Si e S f C g The composition is shown. X1 is more than 1 selected from Co and Ni, X2 is more than 1 selected from Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Cu, Cr, Bi, N, O and rare earth elements, and M is more than 1 selected from Nb, Hf, Zr, Ta, Mo, W and V. A + b is more than or equal to 0.020 and less than or equal to 0.140, b is more than or equal to 0.001 and less than or equal to 0.140, c is more than or equal to 0.020 and less than or equal to 0.200, d is more than or equal to 0.010 and less than or equal to 0.150, e is more than or equal to 0 and less than or equal to 0.060, a is more than or equal to 0, f is more than or equal to 0, g is more than or equal to 0, a + b + c + d + e +,Alpha and beta are more than or equal to 0 and less than or equal to 0.50. Has a nano-heterostructure or a structure composed of Fe-based nanocrystals.)

软磁性合金和磁性部件

技术领域

本发明涉及软磁性合金和磁性部件。

背景技术

近年来，在电子、信息、通信设备等中要求低消耗电力化和高效率化。而且，为了实现低消耗电力化和高效率化，要求具有良好的软磁特性(低矫顽力和高饱和磁通密度)的软磁性合金。

另外，一般在制作软磁性合金时使用使原料金属熔融而成的熔融金属。通过降低此时的熔融金属的温度，可以削减制造成本。这是因为用于制造工艺的耐火物等材料的寿命增加，另外，所使用的耐火物自身也可以使用更廉价的材料。

专利文献1中记载了含有Fe、Si、B、C和P的铁系非晶质合金等发明。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002－285305号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

本发明的目的在于：提供即使熔融金属的温度低于以往，也可制作，且具有良好的软磁特性的软磁性合金等。

用于解决技术问题的技术方案

为了实现上述的目的，本发明的第一观点的软磁性合金的特征在于：

具有由组成式(Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+c+d+e+f+g))}M_aTi_bB_cP_dSi_eS_fC_g所示的组成，

X1为选自Co和Ni中的1种以上，

X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O和稀土元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V中的1种以上，

0.020≤a+b≤0.140，

0.001≤b≤0.140，

0.020＜c≤0.200，

0.010≤d≤0.150，

0≤e≤0.060，

a≥0，

f≥0，

g≥0，

a+b+c+d+e+f+g＜1，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.50，

具有初期微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

本发明的第一观点的软磁性合金即使熔融金属的温度低于以往，也可以制作。另外，通过热处理容易制作同时具有低矫顽力和高饱和磁通密度的软磁性合金。

所述初期微晶的平均粒径可以为0.3～10nm。

本发明的第二观点的软磁性合金的特征在于：

具有由组成式(Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+c+d+e+f+g))}M_aTi_bB_cP_dSi_eS_fC_g所示的组成，

X1为选自Co和Ni中的1种以上，

X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O和稀土元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V中的1种以上，

0.020≤a+b≤0.140，

0.001≤b≤0.140，

0.020＜c≤0.200，

0.010≤d≤0.150，

0≤e≤0.060，

a≥0，

f≥0，

g≥0，

a+b+c+d+e+f+g＜1，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.50，

具有由Fe基纳米结晶构成的结构。

本发明的第二观点的软磁性合金即使熔融金属的温度低于以往，也可以制作。另外，同时具有低矫顽力和高饱和磁通密度。

所述Fe基纳米结晶的平均粒径可以为5～30nm。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是0.010≤b/(a+b)≤0.500。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是0≤f≤0.020和0≤g≤0.050。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是0.730≤1－(a+b+c+d+e+f+g)≤0.950。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是0≤α{1－(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.40。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是α＝0。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是0≤β{1－(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.030。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是β＝0。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是α＝β＝0。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是薄带形状。

本发明的第一观点的软磁性合金和第二观点的软磁性合金可以是粉末形状。

本发明的磁性部件包含上述的软磁性合金。

具体实施方式

(第一实施方式)

本发明的第一实施方式的软磁性合金是具有由组成式(Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+c+d+e+f+g))}M_aTi_bB_cP_dSi_eS_fC_g所示的组成的软磁性合金，

X1为选自Co和Ni中的1种以上，

X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O和稀土元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V中的1种以上，

0.020≤a+b≤0.140，

0.001≤b≤0.140，

0.020＜c≤0.200，

0.010≤d≤0.150，

0≤e≤0.060，

a≥0，

f≥0，

g≥0，

a+b+c+d+e+f+g＜1，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.50，

具有初期微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

具有以上述的原子数比表示的组成的软磁性合金包含非晶质，容易制成不含由粒径大于30nm的结晶构成的结晶相的软磁性合金。而且，第一实施方式的软磁性合金具有初期微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。此外，所谓初期微晶是指粒径为15nm以下(优选为0.3～10nm)的微晶。另外，所谓纳米异质结构是指上述初期微晶存在于上述非晶质中的结构。

本实施方式的软磁性合金具有纳米异质结构，因此在后述的热处理时容易析出Fe基纳米结晶。而且，含有Fe基纳米结晶的软磁性合金(后述的第二实施方式的软磁性合金)容易具有良好的磁特性。

换句话说，具有上述的组成的软磁性合金容易成为析出了Fe基纳米结晶的软磁性合金(后述的第二实施方式的软磁性合金)的初始原料。

以下，对本实施方式的软磁性合金的各成分详细说明。此外，以下记载的矫顽力和饱和磁通密度是指通过后述的热处理得到含有Fe基纳米结晶的软磁性合金(第二实施方式的软磁性合金)的情况的第二实施方式的软磁性合金的矫顽力和饱和磁通密度。

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V中的1种以上。从提高饱和磁通密度的观点考虑，优选Nb相对于M全体的含有比例为50at％以上。另外，从提高饱和磁通密度的观点考虑，优选M相对于M和Ti的合计的含有比例超过50％。

M的含量(a)实质上是任意的，满足a≥0即可。也可以是a＝0，即不含M。但是，根据与后述的Ti的含量(b)的关系，为0.020≤a+b≤0.140。由于0.020≤a+b≤0.140，饱和磁通密度容易增高，矫顽力容易降低。a+b过小的情况下，矫顽力容易增高。a+b过大的情况下，矫顽力容易增高，饱和磁通密度容易降低。

Ti的含量(b)为0.001≤b≤0.140。优选为0.020≤b≤0.100。Ti特别能够降低后述的熔融金属的粘性。b过小的情况下，后述的熔融金属的粘性上升。而且，低温下的软磁性合金的制造容易变得困难。b过大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

此外，优选Ti相对于M和Ti的合计的含有比例为1％以上50％以下。即优选满足0.010≤b/(a+b)≤0.500。更优选为0.014≤b/(a+b)≤0.500，进一步优选为0.071≤b/(a+b)≤0.500。通过b/(a+b)为上述的范围内，进而矫顽力容易降低，饱和磁通密度容易增高。

B的含量(c)为0.020＜c≤0.200。优选为0.025≤c≤0.200，进一步优选为0.025≤c≤0.080。c过小的情况下，在后述的热处理前的软磁性合金中容易产生由粒径大于30nm的结晶构成的结晶相，产生结晶相的情况下，通过热处理，不能析出Fe基纳米结晶，矫顽力容易增高。c过大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

P的含量(d)满足0.010≤d≤0.150。优选为0.010≤d≤0.030。P特别能够降低后述的熔融金属的熔点。d过小的情况下，后述的熔融金属的熔点上升。而且，低温下的软磁性合金的制造容易变得困难。d过大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

Si的含量(e)满足0≤e≤0.060。也可以是e＝0，即不含Si。e过大的情况下，饱和磁通密度容易降低。

S的含量(f)和C的含量(g)实质上是任意的，满足f≥0、g≥0即可。也可以是f＝0，即不含S。也可以是g＝0，即不含C。

含有S和/或C的情况下，与不含S和C的情况比较，能够更加降低后述的熔融金属的粘性，能够更加降低熔融金属的温度而制造软磁性合金。通过更加降低熔融金属的温度，能够进一步降低矫顽力。

关于S的含量(f)，优选为0.005≤f≤0.020，更优选为0.005≤f≤0.010。关于C的含量(g)，优选为0.010≤g≤0.050，更优选为0.010≤g≤0.030。

关于Fe的含量(1－(a+b+c+d+e+f+g))，可以设为任意的值。另外，优选为0.730≤1－(a+b+c+d+e+f+g)≤0.950。

另外，在本实施方式的软磁性合金中，也可以由X1和/或X2置换Fe的一部分。

X1为选自Co和Ni中的1种以上。关于X1的含量，也可以是α＝0。即，也可以不含X1。另外，将组成全体的原子数设为100at％时，X1的原子数优选为40at％以下。即，优选满足0≤α{1－(a+b+c+d+e+f+g)}≤0.400。

X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O和稀土元素中的1种以上。关于X2的含量，也可以是β＝0。即，也可以不含X2。另外，将组成全体的原子数设为100at％时，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+f+g)}≤0.030。

作为由X1和/或X2置换Fe的置换量的范围，以原子数为基准，为Fe的一半以下。即，为0≤α+β≤0.50。在α+β＞0.50的情况下，通过热处理难以制成Fe基纳米结晶合金。

此外，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，相对于软磁性合金100重量％，也可以含有0.1重量％以下。

以下，对第一实施方式的软磁性合金的制造方法进行说明。

作为第一实施方式的软磁性合金的制造方法没有特别限定。例如，有通过单辊法制造第一实施方式的软磁性合金的薄带的方法。另外，薄带也可以是连续薄带。

在单辊法中，首先，准备最终得到的软磁性合金中所含的各金属元素的纯金属，以与最终得到的软磁性合金同组成的方式进行秤量。而且，熔解并混合各金属元素的纯金属制作母合金。此外，作为上述纯金属的熔解方法没有特别限制，例如有在腔室内抽真空后通过高频加热使其熔解的方法。此外，母合金和包含初期微晶的软磁性合金(第一实施方式的软磁性合金)通常为相同组成。另外，含有初期微晶的软磁性合金(第一实施方式的软磁性合金)和对该含有初期微晶的软磁性合金进行热处理得到的含有Fe基纳米结晶的软磁性合金(后述的第二实施方式的软磁性合金)通常为相同组成。

接着，对制作的母合金进行加热使其熔融，得到熔融金属(金属熔液)。在制作本实施方式的软磁性合金的情况下，可以使熔融金属的温度低于以往。例如可以设为1100℃以上且小于1200℃。优选为1150℃以上1175℃以下。从容易制作本实施方式的软磁性合金的观点考虑，熔融金属的温度越高越好。从降低制造成本的观点和降低矫顽力的观点考虑，熔融金属的温度越低越好。

在单辊法中，主要可以通过调整辊的转速来调整所得到的薄带的厚度，但是例如通过调整喷嘴和辊的间隔或熔融金属的温度等也能够调整所得到的薄带的厚度。薄带的厚度是任意的，在制作本实施方式的软磁性合金的情况下，薄带的厚度可以比以往厚。薄带的厚度例如可以设为20～60μm，优选可以设为50～55μm。薄带的厚度通过比以往厚，在制作卷绕有薄带的环形铁芯时，由于能够提高充填密度，所以直流重叠特性良好。本实施方式的软磁性合金与以往的软磁性合金相比，非晶质性高。因此，即使薄带的厚度增厚，也难以在热处理前的阶段生成粒径大于30nm的结晶。另外，容易在热处理后的阶段制作含有Fe基纳米结晶的软磁性合金。

第一实施方式的软磁性合金是不含粒径大于30nm的结晶的非晶质。对于非晶质的合金通过实施后述的热处理，能够得到后述的第二实施方式的Fe基纳米结晶合金。

此外，确认在软磁性合金的薄带中是否含有粒径大于30nm的结晶的方法没有特别限制。例如，关于粒径大于30nm的结晶的有无，能够通过通常的X射线衍射测定进行确认。

另外，第一实施方式的软磁性合金是由非晶质和存在于该非晶质中的该初期微晶构成的纳米异质结构。此外，对初期微晶的粒径没有特别限制，但优选平均粒径为0.3～10nm的范围内。

另外，对上述的初期微晶的有无和平均粒径的观察方法没有特别限制，例如，可以通过对利用离子铣削而薄片化的试样使用透射电子显微镜得到受限视场衍射像、纳米束衍射像、明视场像或高分辨率像而进行确认。在使用受限视场衍射像或纳米束衍射像的情况下，在衍射图案中，在非晶质的情况下形成环状的衍射，与之相对，在不是非晶质的情况下形成结晶结构引起的衍射斑点。另外，在使用明视场像或高分辨率像的情况下，通过以倍率1.00×10⁵～3.00×10⁵倍进行目视观察，能够观察到初期微晶的有无和平均粒径。

对于辊的温度、转速和腔室内部的气氛没有特别限制。因非晶质化而优选将辊的温度设为4～30℃。辊的转速越快则形成的薄带的厚度越薄。腔室内部的气氛如果考虑不活泼气氛中(氩或氮等)或者考虑成本方面，优选设为大气中。

另外，作为得到第一实施方式的软磁性合金的方法，除上述的单辊法以外，例如有通过水雾化法或气雾化法得到第一实施方式的软磁性合金的粉体的方法。以下，对气雾化法进行说明。

在气雾化法中，与上述的单辊法同样，得到1100℃以上且小于1200℃的熔融合金。之后，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50～90℃，将腔室内的蒸汽压设为4hPa以下，容易得到本实施方式的纳米异质结构。

(第二实施方式)

以下，对本发明的第二实施方式进行说明，但对于与第一实施方式重复的部分，适当省略说明。

本发明的第二实施方式的软磁性合金是具有由组成式(Fe_{(1－(α+β))}X1_αX2_β)_{(1－(a+b+c+d+e+f+g))}M_aTi_bB_cP_dSi_eS_fC_g所示的组成的软磁性合金，

X1为选自Co和Ni中的1种以上，

X2为选自Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Cu、Cr、Bi、N、O和稀土元素中的1种以上，

M为选自Nb、Hf、Zr、Ta、Mo、W和V中的1种以上，

0.020≤a+b≤0.140，

0.001≤b≤0.140，

0.020＜c≤0.200，

0.010≤d≤0.150，

0≤e≤0.060，

a≥0，

f≥0，

g≥0，

a+b+c+d+e+f+g＜1，

α≥0，

β≥0，

0≤α+β≤0.50，

该软磁性合金具有由Fe基纳米结晶构成的结构。

上述的组成是与第一实施方式的软磁性合金相同的组成。然而，第二实施方式的软磁性合金与第一实施方式的软磁性合金不同，具有由Fe基纳米结晶构成的结构。

所谓Fe基纳米结晶是指粒径为纳米级，Fe的结晶结构为bcc(体心立方晶格结构)的结晶。在本实施方式中，优选析出平均粒径为5～30nm的Fe基纳米结晶。析出这种Fe基纳米结晶的软磁性合金的饱和磁通密度容易增高，矫顽力容易降低。

以下，对第二实施方式的软磁性合金的制造方法进行说明。

第二实施方式的软磁性合金的制造方法是任意的。例如可以通过对第一实施方式的具有纳米异质结构的软磁性合金进行热处理而制造。但是，也可以通过对没有纳米异质结构而含有初期微晶没有观察到结晶的软磁性合金进行热处理而制造。

对用于制造Fe基纳米结晶合金的热处理条件没有特别限制。根据软磁性合金的组成、热处理前的软磁性合金的纳米异质结构的有无等，优选的热处理条件不同，优选的热处理温度大致为500～650℃，优选的热处理时间大致为0.1～3小时。但是，根据组成和形状等，有时也有偏离上述的范围时才存在优选的热处理温度和热处理时间。例如对具有纳米异质结构的软磁性合金(第一实施方式的软磁性合金)进行热处理的情况下，与对没有纳米异质结构的软磁性合金进行热处理的情况相比，优选的热处理温度处于下降的倾向。另外，热处理时的气氛优选Ar气中这样的不活泼气氛下。

另外，对所得到的Fe基纳米结晶合金的平均粒径的算出方法没有特别限制。例如可以通过使用透射电子显微镜进行观察而算出。另外，对确认结晶结构为bcc(体心立方晶格结构)的方法也没有特别限制。例如，可以使用X射线衍射测定进行确认。

以上，对本发明的一个实施方式进行了说明，但本发明不限定于上述的实施方式。

对第一实施方式和第二实施方式的软磁性合金的形状没有特别限制。如上所述，例示有薄带形状或粉末形状，但除此以外还考虑块形状等。

对第二实施方式的软磁性合金(Fe基纳米结晶合金)的用途没有特别限制。例如可以列举磁性部件，其中，可以特别列举磁芯。能够优选用作感应器用、特别是强力感应器用的磁芯。第二实施方式的软磁性合金除适用于磁芯以外，还可以适用于薄膜感应器、磁头。

以下，对由第二实施方式的软磁性合金得到磁性部件、特别是磁芯和感应器的方法进行说明，但由第二实施方式的软磁性合金得到磁芯和感应器的方法不限于下述的方法。另外，作为磁芯的用途，除感应器以外，还可以列举变压器和电动机等。

作为由薄带形状的软磁性合金得到磁芯的方法，例如可以列举将薄带形状的软磁性合金卷绕的方法或叠层的方法。叠层薄带形状的软磁性合金时经由绝缘体进行叠层的情况下，能够获得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，例如可以列举与粘合剂适当混合后，使用模具成型的方法。另外，在与粘合剂混合之前，通过在粉末表面实施氧化处理或包覆绝缘膜等，成为比电阻提高，更适于高频带的磁芯。

对成型方法没有特别限制，可以例示使用模具的成型或模制成型等。对粘合剂的种类没有特别限制，可以例示硅酮树脂。对软磁性合金粉末和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，使用模具进行压缩成型，由此能够得到占积率(粉末充填率)为70％以上、施加了1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.45T以上、且比电阻为1Ω·cm以上的磁芯。上述的特性是与一般的铁氧体磁芯同等以上的特性。

另外，例如，相对于软磁性合金粉末100质量％，混合1～3质量％的粘合剂，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，由此能够得到占积率为80％以上、施加了1.6×10⁴A/m的磁场时的磁通密度为0.9T以上、且比电阻为0.1Ω·cm以上的压粉磁芯。上述的特性是比一般的压粉磁芯更优异的特性。

另外，对于形成上述的磁芯的成型体，作为去应变热处理，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。另外，磁芯的损耗由于降低构成磁芯的磁性体的矫顽力而降低。

另外，通过在上述磁芯实施绕线能够得到电感部件。对绕线的实施方法和电感部件的制造方法没有特别限制。例如，可以列举在利用上述的方法制造的磁芯上卷绕至少1匝以上的绕线的方法。

另外，在使用软磁性合金颗粒的情况下，有通过在将绕线线圈内置于磁性体的状态下进行加压成型一体化来制造电感部件的方法。该情况下，容易得到与高频且大电流对应的电感部件。

另外，在使用软磁性合金颗粒的情况下，通过将在软磁性合金颗粒中添加粘合剂和溶剂而膏化的软磁性合金膏和在线圈用的导体金属中添加粘合剂和溶剂而膏化的导体膏交替印刷叠层后进行加热烧制，能够得到电感部件。或者通过使用软磁性合金膏制作软磁性合金片，在软磁性合金片的表面印刷导体膏，将它们进行叠层而烧制，能够得到线圈被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，从得到优异的Q特性的方面考虑，优选使用最大粒径以筛径计为45μm以下、中心粒径(D₅₀)为30μm以下的软磁性合金粉末。为了将最大粒径以筛径计设为45μm以下，也可以使用网眼45μm的筛，仅使用通过筛的软磁性合金粉末。

使用最大粒径越大的软磁性合金粉末，则具有高频区域中的Q值越低的倾向，特别是在使用最大粒径以筛径计超过45μm的软磁性合金粉末的情况下，有时高频区域中的Q值大幅度降低。但是，在不重视高频区域中的Q值的情况下，可以使用偏差大的软磁性合金粉末。由于偏差大的软磁性合金粉末能够较廉价地制造，因此在使用偏差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，对本发明具体说明。

(实验例1)

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

之后，对制作的母合金进行加热使其熔融，制成下表的喷射温度的熔融状态的金属后，在不活泼气氛(Ar气氛)中通过以转速15m/sec.使用25℃的辊的单辊法，使上述金属向辊进行喷射，制作厚度50μm的薄带。此外，对可否喷射进行了评价。在下表中，在能够制作薄带的情况下，在喷射栏记入○，在不能制作薄带的情况下，在喷射栏记入×。另外，薄带的宽度约为1mm，薄带的长度约为10m。

对于所得到的各薄带，将通过辊急冷的面设为辊面，将辊面的相反侧的面设为自由面。对所得到的各薄带的自由面进行X射线衍射测定，在2θ＝40°～50°确认α－Fe引起的峰值的有无。而且，在α－Fe引起的峰值不存在的情况下，由非晶质相构成。在α－Fe引起的峰值存在的情况下，进一步解析该α－Fe引起的峰值，在粒径大于30nm的结晶存在的情况下，由结晶相构成。此外，仅含有粒径为15nm以下的初期微晶的情况，也由非晶质相构成，但是在后述的实验例1和实验例2的各实施例中未确认有初期微晶。

之后，在600℃，对各实施例和比较例的薄带进行了30分钟热处理。对热处理后的各薄带测定矫顽力和饱和磁通密度。熔点使用差示扫描热量计(DSC)进行测定。矫顽力(Hc)使用直流BH示踪器在磁场5kA/m下进行测定。饱和磁通密度(Bs)使用振动试样型磁力计(VSM)在磁场1000kA/m下进行测定。在本实施例中，将矫顽力为3.0A/m以下的情况记为良好，将小于2.5A/m的情况记为更良好。将饱和磁通密度为1.40T以上的情况记为良好，将饱和磁通密度为1.55T以上的情况记为更良好。

此外，在以下所示的实施例中，只要没有特别的记载，则全部通过X射线衍射测定和使用透射电子显微镜的观察来确定具有平均粒径为5～30nm且结晶结构为bcc的Fe基纳米结晶。

表1是将喷射温度(熔融金属的温度)设为1200℃或1175℃，对Ti和/或P的有无产生的不同点进行确认的结果。

关于含有Ti和P且喷射温度为1175℃的试样编号7，矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，关于不含Ti和P的情况，喷射温度为1200℃的试样编号1和2仅薄带的厚度不同。在试样编号1中，因薄带薄而能够制作由均匀的非晶质相构成的薄带。在试样编号2中，因薄带的厚度比试样编号1厚，所以薄带的热容量大，不能使薄带全体均匀地急速冷却。其结果在试样编号2中不能形成均匀的非晶质。因此，在试样编号2中热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的薄带的矫顽力明显增大。在喷射温度为1175℃的试样编号3中，不能制作薄带。另外，不含Ti或P而喷射温度为1175℃的试样编号4和5也不能制作薄带。另外，关于含有Ti和P且喷射温度为1200℃的试样编号6，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力明显增大。

(实验例2)

在实验例2中，除去后述的试样编号52、59～64，将喷射温度设为1175℃，改变母合金的组成，除此以外，与实验例1同样制作薄带。将结果示于表2～表6。

表5

表6

表2的试样编号12～25是改变了M的含量(a)、Ti的含量(b)和a+b的实施例和比较例。

0.001≤b≤0.140且0.020≤a+b≤0.140的各实施例的矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，b＝0的试样编号12不能制作薄带。a+b＝0.015的试样编号20的矫顽力增大。a+b＝0.150的试样编号19的矫顽力增大，饱和磁通密度降低。b＝0.150的试样编号25的饱和磁通密度降低。

表2的试样编号26～33是改变了B的含量(c)的实施例和比较例。

满足0.020＜c≤0.200的各实施例的矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，关于c＝0.020的试样编号26，热处理前的薄带由结晶相构成，热处理后的矫顽力明显增大。c＝0.210的试样编号33的饱和磁通密度降低。

表2的试样编号34～40是改变了P的含量(d)的实施例和比较例。

满足0.010≤d≤0.150的各实施例的矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，d＝0的试样编号34不能制作薄带。d＝0.160的试样编号40的饱和磁通密度降低。

表2的试样编号41～44是基于试样编号29改变了Si的含量(e)的实施例和比较例。

满足0≤e≤0.060的各实施例的矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，e＝0.070的试样编号44的饱和磁通密度降低。

表3的试样编号45～51是将a+b设成一定、为0.070、并且改变了a和b的比例的实施例和比较例。

0.001≤b≤0.140的各实施例的矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，b＝0的试样编号45不能制作薄带。另外，满足0.010≤b/(a+b)≤0.500的试样编号46～49与满足b/(a+b)＞0.500的试样编号50～51相比，饱和磁通密度优异。

表4的试样编号53～58是基于试样编号29改变了S的含量(f)、C的含量(g)的实施例。另外，试样编号52是基于试样编号29使喷射温度变成为1150℃的比较例，试样编号59～64是基于试样编号53～58使喷射温度变成为1150℃的实施例。

根据表4，能够确认即使添加S和/或C，矫顽力和饱和磁通密度也良好。另外，与未添加S和/或C的情况相比，能够确认通过添加S和/或C，在更低的喷射温度下能够制作薄带。另外，能够确认通过降低喷射温度，矫顽力更加良好。

表5的试样编号65～73是基于试样编号29改变了M的种类的实施例。即使改变M的种类，矫顽力和饱和磁通密度也良好。

表6的试样编号74～90是基于试样编号29改变了X1和/或X2的种类和含量的实施例。即使改变了X1和/或X2的种类和含量，矫顽力和饱和磁通密度也良好。

(实验例3)

实验例3除了改变辊的转速并且改变热处理温度以外，在与实验例2的试样编号29相同的条件下实施。将结果示于下表。此外，下表记载的各试样全部是薄带的厚度为50～55μm的试样。

表7

根据表7，确认通过降低辊的转速，在热处理前的薄带中产生初期微晶。另外，确认初期微晶的平均粒径越小，则Fe基纳米结晶的平均粒径越小，且热处理温度越低，则Fe基纳米结晶的平均粒径越小。而且，在具有Fe基纳米结晶的全部的实施例中，矫顽力和饱和磁通密度良好。与此相对，在没有Fe基纳米结晶的试样编号91a中，矫顽力上升且饱和磁通密度降低。另外，根据试样编号91a和92的比较，能够确认在初期微晶存在的情况下，比初期微晶不存在的情况更容易产生Fe基纳米结晶。