具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

本发明所涉及的超软磁性Fe基非晶合金由下式(I)的组成式表示。

(Fe_1-XNi_X)_aB_bP_cSi_dC_e (I)

在上式(I)中，0.45≤X≤0.65。

在上式(I)中，a、b、c、d和e分别表示原子％，78≤a≤82，10≤b≤13，3≤c≤5，2≤d≤4，0.5≤e≤1，a+b+c+d+e＝100。

在本发明中，通过使上述式(I)中的a、b、c、d、e以及X的值分别为上述范围内，能够兼具低矫顽力、高饱和磁通密度、并且有效磁导率非常优异的效果。在任何一个值偏离上述范围的情况下，都无法兼具上述本申请的发明的效果。另外，在本发明中，高饱和磁通密度也包括0.6T以上的适度高的饱和磁通密度。

特别地，本发明具有以下特征：在含有Fe和Ni的Fe基非晶合金中，具有以特定的组分比组合了作为类金属的B和Si的复合类金属组成，以规定范围加入这些类金属。具体地，在上式(I)中，设定为B/Si＝3～6(原子百分比)，更优选为4～5(原子％)。通过以上述比例混合B/Si，能够在高Ni浓度、高(Fe+Ni)浓度合金中得到表现出玻璃化转变的非晶(无定形)相。

此外，在上述式(I)中，从表现出玻璃化转变的非晶合金形成能力的角度出发，优选(B+P+C)/Si＝4～8(原子百分比)，更优选为6～8(原子百分比)。

此外，在上述式(I)中，从表现出玻璃化转变的非晶合金形成能力的角度出发，优选(B+C)/(P+Si)＞1.4(原子百分比)，更优选为1.6～1.9(原子％)。

由上式(I)的组成式表示的本发明的Fe基非晶合金是所谓的金属玻璃，在热处理中，玻璃化转变点(＝玻璃化转变温度(Tg))在与开始结晶温度(Tx)相比低温的区域内。该开始结晶温度(Tx)与玻璃化转变温度(Tg)之间的温度区域称为过冷液体区域，被认为与金属玻璃所具有的玻璃构造的稳定性有关。与不具有过冷液体区域的非晶合金不同，具有上述组成的合金在形成玻璃构造时不需要极高的冷却速率，因此可以制造厚度为几毫米左右的金属玻璃大体积材料。

具有上述构成的本发明所涉及的超软磁性Fe基非晶合金可以通过现有技术所使用的方法来制造。

通过纯铜合金辊急冷法，使上式(I)所表示的组成的合金从熔融状态(合金熔体)冷却凝固，从而制造薄带状(条带状)、丝状的无定形合金薄带。或者，通过溅射法、蒸汽法等气相急冷法形成无定形合金膜。在采用单辊法的情况下，可以在惰性气体气氛中或真空气氛中进行合金熔体的急冷，也可以在大气气氛中进行。在利用辊急冷法的情况下，辊的圆周速度优选为30～40m/s左右，但没有特别限制。

接着，对上述薄带进行退火。退火温度优选为(Tg-10)K～(Tg-40)K，更优选为(Tg-20)K～(Tg-30)K。

退火时间优选为5～45分钟左右，更优选为10～30分钟左右。对退火气氛没有特别限制，例如可举出真空、氩气和氮气气氛等。

如上所得到的本发明的超软磁性Fe基非晶合金具有饱和磁通密度(Bs)为0.6T以上的优异效果。

另外，能够将矫顽力(Hc)抑制在1A/m以下的较低值。

此外，能够获得有效磁导率(1kHz)为50000(μe)以上的极其优异的效果。

本发明的非晶合金为“金属玻璃”的形式。在本发明中，“金属玻璃”是指，在通过通常的X射线衍射法对合金进行测定而得到的X射线衍射图案中，仅存在平缓的峰(玻璃相)而不存在尖峰的状态的合金。

如果对本发明的非晶合金进行升温，则能够观察到伴随着玻璃化转变现象的急剧软化。这种软化现象是金属玻璃特有的现象，通过加热至玻璃化转变温度(Tg)以上，可以在开始结晶之前的时间范围内加工成各种形状。玻璃化转变现象能够通过热机械分析(TMA)等各种方法来测定，能够选择适于构件的加工方法的温度对本发明的Fe基金属玻璃进行加工。在本发明的Fe基金属玻璃(金属玻璃单相)中，在以40K/min的升温速率测定的情况下，由开始结晶温度(Tx)与玻璃化转变温度(Tg)之间的温度差ΔTx(ΔTx＝Tx-Tg)的式子表示的过冷液体区域的温度间隔通常表示为15K以上，优选为20K以上。

另外，作为为了获得本发明的非晶合金所适用的样品的热处理，没有特别限制，可以举出以下方法：进行现有技术的真空封装并放入热处理炉中进行急速升温和急冷。

但是，在如本发明的非晶合金这样表现出超软磁性的材料的情况下，与上述以往的热处理方法相比，优选下述方法：将样品包裹在铝箔(foil)或铜箔中，放入预先加热至规定温度的灰粉、碳粉、细砂或氧化铁细粉中进行热处理。通过进行上述热处理，能够以快得多的加热速率加热到规定温度并迅速结束加热。通过进行上述热处理，能够以超级快的加热速度加热到规定温度并迅速结束加热。

其结果，在本发明的超软磁性Fe基非晶合金中，通过精确的温度控制，能够在接近结晶温度的温度下进行短时间的热处理，从而能够得到更优异的软磁性(低矫顽力、高磁导率)。

[实施例]

接下来，通过实施例更详细地描述本发明，但本发明不限于实施例。

(实施例1～9，对比例1～4)

使用具有下表1所示的组成的合金，通过单辊液态急冷法制备厚度为0.02mm的非晶相的薄带。接着，在氮气气氛下对该薄带进行退火。退火温度和退火时间如表1所示。实施例中的退火温度均比Tg低20K。另外，对比例中的退火温度栏所示的Tx1是以0.67K/s的升温速度测定差示扫描的热量时的第一开始结晶温度。即，对比例中的退火以比Tx1低20～35K的温度下进行。

[合金组织]

根据X射线衍射图案，确认了退火后的合金的组织中仅出现宽峰的组织为Am(非晶，无定形)。在下表1中，“Am+bcc”为在X射线衍射图案中除宽峰之外还出现了尖峰的组织，是确认了表示Am和Fe的bcc相(结晶相)共存的状态的组织。

[玻璃化转变温度(Tg)的确认]

使用差示扫描量热仪(DSC)，通过以20～40K/min的升温速度下测定得到的DSC曲线上的吸热反应的开始温度进行确认。

[Bs(饱和磁通密度)的测定]

使用振动样品磁力仪(VSM)在2T的磁场中进行了测定。

[Hc(矫顽力)的测定]

使用磁场-磁性(B-H)回线分析仪以至200A/m为止的磁负荷进行了测定。

[μe(有效磁导率)]

使用阻抗分析仪，在5mA/m的交变磁场中以0.1kHz至10MHz为止的大范围内进行了测定。表1示出了1kHz下的测定结果。另外，作为样品，使用长度为7～9cm的薄带样品或者60cm的薄带的条带状样品。

结果在表1中示出。

[表1]

如表1所示，确认了实施例1～9所示的所有样品均仅由非晶相(无定形相)构成。此外，饱和磁通密度(Bs)为0.6T以上，矫顽力(Hc)为1A/m以下。此外，确认了在1kHz下的有效磁导率(μe)为50000以上，具有极好的软磁特性。

在对比例1～4中，均没有观察到玻璃化转变点(Tg)。此外，这些对比例无法得到低矫顽力，有效磁导率均只能得到远远低于50000的值。

另外，对比例1和2是偏离式(I)中Fe和Ni的组分比范围的合金，对比例4是偏离a和b(原子％)的范围的合金。对比例3是除了a和e(原子％)以外都偏离本发明的范围的合金。

工业实用性

本发明的超软磁性Fe基非晶合金具有低矫顽力、高饱和磁通密度、并且有效磁导率极其优异，因此能够作为优异的超软磁性材料，适当地应用于低损耗电感器(例如，100kHz以上的智能手机用超高频电感器)、磁传感器、磁屏蔽、磁天线等。