软磁性合金薄带及磁性部件的制作方法

本发明涉及软磁性合金薄带及磁性部件。

背景技术：

作为软磁性材料的一个形式，已知有软磁性合金材料。另外，已知有使用了将软磁性合金材料设为薄带形状的软磁性合金薄带的磁芯。为了实现磁芯的小型化、高特性化，要求软磁性合金薄带的磁特性(饱和磁通密度)的提高。

专利文献1中记载有与非晶质合金薄带及纳米结晶软磁性合金等相关的发明。根据专利文献1，通过控制薄带中的c量，并且进一步控制冷却辊附近的气氛，从而能够控制产生于薄带表面的c的偏析。

专利文献2中记载有与非晶质合金薄带及纳米结晶软磁性合金等相关的发明。根据专利文献2，通过控制制造薄带时的辊上的薄带温度，而能够控制产生于薄带表面的cu的偏析。

专利文献3中记载有一种软磁性合金薄带，其具有：在非晶质中以50％以上的体积分率分散有平均粒径为60nm以下的微小晶粒的母相，且在表面具有氧化皮膜，氧化皮膜的一部分的b浓度比母相中的平均b浓度低。

[现有技术文献]

专利文献

专利文献1：日本特开2007-182594号公报

专利文献2：日本特开2009-263775号公报

专利文献3：日本特开2011-149045号公报

技术实现要素：

[发明所要解决的技术问题]

通常，软磁性合金薄带通过单辊法等的超骤冷法进行制造。在批量生产软磁性合金薄带的情况下，通常在大气气氛中制造。因此，软磁性合金薄带的表面附近的fe被氧化，磁性体的总量会减少。专利文献1及专利文献2中没有记载有关fe的氧化的内容。专利文献3的软磁性合金薄带的氧化皮膜较厚，因此，磁性体的总量变少。

本发明的目的在于，得到耐腐蚀性高且磁特性良好的软磁性合金薄带。

[用于解决技术问题的方案]

为了实现上述目的，本发明提供一种软磁性合金薄带，其中，含有fe及m，m为选自nb、ta、w、zr、hf、mo、ti及cr中的至少1种，m的一部分形成氧化物，在从所述软磁性合金薄带的表面向厚度方向的内部测定包含于软磁性合金薄带的元素的浓度分布的情况下，至少1种的、形成氧化物的m的浓度的最大点存在于距所述表面20nm以内的区域。

本发明的软磁性合金薄带通过具有上述特征，成为耐腐蚀性高且磁特性良好的软磁性合金薄带。

本发明的软磁性合金薄带也可以是还含有si的软磁性合金薄带，si的一部分也可以形成氧化物，

在从所述软磁性合金薄带的表面向厚度方向的内部测定包含于软磁性合金薄带的元素的浓度分布的情况下，形成氧化物的si的浓度的最大点存在于距所述表面20nm以内的区域。

也可以是：将所述至少1种的、形成氧化物的m的浓度的最大点中的形成氧化物的m的浓度设为[m]，将形成所述氧化物的si的浓度的最大点中的形成氧化物的si的浓度设为[si]时，

满足[si]/[m]≧1.50。

本发明的软磁性合金薄带的si的组成比也可以为0.1at％以上且10at％以下。

本发明的软磁性合金薄带的m的组成比也可以为超过3at％且10at％以下。

本发明的软磁性合金薄带也可以是非晶质。

本发明的软磁性合金薄带也可以包含纳米结晶。

本发明提供一种磁性部件，其由所述的软磁性合金薄带构成。

附图说明

图1是表示试样编号6的距表面的深度和组成的关系的曲线图。

图2是通过x射线结晶结构解析得到的图表的一例。

图3是通过对图2的图表进行轮廓拟合而得到的图案的一例。

图4是单辊骤冷薄带装置的示意图。

具体实施方式

以下，使用附图对本发明的实施方式进行说明。

对于本实施方式的软磁性合金薄带的尺寸没有特别的限制。例如，也可以是：厚度为5～30μm，宽度为5～250mm。

本实施方式的软磁性合金薄带含有fe及m。m为选自nb、ta、w、zr、hf、mo、ti及cr中的至少1种，m的一部分形成氧化物。

而且，在从软磁性合金薄带的表面向厚度方向的内部测定包含于软磁性合金薄带的元素的浓度分布的情况下，形成氧化物的m的浓度的最大点存在于距所述表面20nm以内的区域。

通过形成氧化物的m的浓度的最大点存在于距上述表面20nm以内的区域，m元素的氧化物层在表面偏析。其结果，能够抑制fe的氧化，提高软磁性合金薄带的耐腐蚀性。进一步，也提高磁特性。

另外，本实施方式的软磁性合金薄带也可以还含有si。而且，也可以是：在从软磁性合金薄带的表面向厚度方向的内部测定包含于软磁性合金薄带的元素的浓度分布的情况下，形成氧化物的si的浓度的最大点存在于距上述表面20nm以内的区域。

实际上，对于本实施方式的软磁性合金薄带，使用x射线光电子分光法(xps)从表面向厚度方向的内部测定包含于软磁性合金薄带的元素的浓度分布的结果是图1。xps中能够进行单体和氧化物的区分，因此，能够测定形成氧化物的各元素的浓度分布。另外，本实施方式的软磁性合金薄带在表面具有凹凸，但通过使用xps，能够根据距表面的sio2换算深度来测定各元素的浓度分布。另外，作为测定各元素的浓度分布的另一方法，可举出使用透射电子显微镜来代替xps的方法。能够使用透射电子显微镜，利用能量色散型x射线分光法(eds)及电子能量损耗分光法(eels)等测定各元素的浓度分布。eels中，与xps一样，能够测量元素的价数，因此，能够进行单体和氧化物的区分。

根据图1可知，nb-o(形成了氧化物的nb)的浓度的最大点及si-o(形成氧化物的si)的浓度的最大点存在于距表面(sio2换算深度0nm)20nm以内的区域。

此外，浓度分布的测定是，通过在距表面50nm以内的区域，将测定点之间的距离设为以sio2换算成为1.0nm以上且4.0nm以下的方式而进行的。

以下，对本实施方式的浓度的最大点的确认方法进行说明。首先，确认浓度分布的测定范围内的各测定点的浓度。浓度比相邻的任一测定点高的测定点为最大点。另外，在相邻的两个以上的测定点的浓度相同的情况下，将该两个以上的测定点看作单一的测定点组。而且，在该测定点组的浓度比与该测定点组相邻的任一测定点的浓度高的情况下，该测定点组中最接近表面的测定点为最大点。

另外，也可以是：将形成氧化物的m的浓度的最大点中的形成氧化物的m的浓度设为[m]，将形成上述氧化物的si的浓度的最大点中的形成氧化物的si的浓度设为[si]，满足[si]/[m]≧1.5。通过满足[si]/[m]≧1.5，m及si在表面形成层，由此，提高软磁性合金薄带的耐腐蚀性。进一步，也提高磁特性。此外，在具有多个最大点的情况下，将多个最大点中的、更接近表面的最大点的浓度设为[m]或[si]。此外，对于[si]/[m]的上限没有特别的限制，例如，也可以满足[si]/[m]≦20。

此外，具体而言，软磁性合金薄带的内部的各元素的浓度，是距软磁性合金薄带的表面1.0～1.3μm的部分中的各元素的浓度的平均值。通常，软磁性合金薄带的内部的各元素的浓度和软磁性合金薄带整体的各元素的组成比大致一致。

对于本实施方式的软磁性合金薄带中的si的组成比没有特别的限制，也可以为0at％以上且18at％以下，也可以为0at％以上且13.5at％以下，也可以为0.1at％以上且10at％以下。通过使si的组成比为0.1at％以上，容易提高耐腐蚀性。另外，通过使si的组成比为0.1at％以上且10at％以下，容易提高饱和磁通密度。

对于本实施方式的软磁性合金薄带中的m的组成比没有特别的限制，m的组成比也可以为0.1at％以上且15at％以下，也可以为3at％以上且12at％以下，也可以为超过3at％且10at％以下。特别是，通过使m的组成比为超过3at％且10at％以下，容易提高耐腐蚀性。

另外，从兼得饱和磁通密度及耐腐蚀的观点来看，m的组成比也可以为2at％以上且10at％以下。

对于本实施方式的软磁性合金薄带的微细结构没有特别的限制。例如，本实施方式的软磁性合金薄带也可以具有仅由非晶质构成的结构，也可以具有初始微晶存在于非晶质中的纳米异质结构。此外，初始微晶的平均粒径也可以为0.3～10nm。本实施方式中，在后述的非晶质化率为85％以上的情况下，具有仅由非晶质构成的结构，或具有纳米异质结构。

另外，本实施方式的软磁性合金薄带也可以具有由纳米结晶构成的结构。另外，由纳米结晶构成的结构中，特别是，也可以具有由fe基纳米结晶构成的结构。

纳米结晶是指粒径为纳米级的结晶。fe基纳米结晶是粒径为纳米级，且fe的结晶结构为bcc(体心立方晶格结构)的结晶。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薄带24的饱和磁通密度容易变高，矫顽力容易变低。本实施方式中，在软磁性合金薄带为包含纳米结晶的结构及包含fe基纳米结晶的结构的情况下，后述的非晶质化率低于85％。

以下，对确认软磁性合金薄带具有由非晶质构成的结构(仅由非晶质构成的结构或纳米异质结构)，还是具有由结晶构成的结构的方法进行说明。本实施方式中，下述式(1)所示的非晶质化率x为85％以上的软磁性合金薄带具有由非晶质构成的结构，非晶质化率x低于85％的软磁性合金薄带具有由结晶构成的结构。

x＝100-(ic/(ic+ia)×100)...(1)

ic：结晶性散射积分强度

ia：非晶性散射积分强度

关于非晶质化率x，通过如下方法算出：即，对于软磁性合金薄带，通过x射线衍射法(xrd)实施结晶结构解析，并确定相的类别，读取结晶化的fe或化合物的峰值(ic：结晶性散射积分强度，ia：非晶性散射积分强度)，利用该峰值强度计算结晶化率，并通过上述式(1)算出非晶质化率x。以下，更具体地说明计算方法。

对于本实施方式的软磁性合金薄带，通过xrd进行结晶结构解析，得到图2所示那样的图表。使用下述式(2)的洛伦兹函数对其进行轮廓拟合，得到图3所示那样的表示结晶性散射积分强度的结晶成分图案αc、表示非晶性散射积分强度的非晶成分图案αa、以及将它们合在一起的图案αc+a。根据得到的图案的结晶性散射积分强度及非晶性散射积分强度，通过上述式(1)求得非晶质化率x。此外，将测定范围设为能够确认源自非晶质的晕圈的衍射角2θ＝30°～60°的范围。在该范围内，使由xrd进行实测的积分强度和使用洛伦兹函数算出的积分强度的误差成为1％以内。

h：峰值高度

u：峰值位置

w：半值宽

b：背景高度

本实施方式的软磁性合金薄带也可以是：具有由组成式(fe(1-(α+β))x1αx2β)(1-(a+b+c+d))mabbpcsid构成的主成分，

x1为选自co及ni中的1种以上，

x2为选自al、mn、ag、zn、sn、as、sb、cu、bi、s、n、o及稀土元素中的1种以上，

m为选自nb、ta、w、zr、hf、mo、cr及ti中的1种以上，

0.001≤a≤0.150，

0.020≤b≤0.200，

0≤c≤0.150，

0≤d≤0.180，

α≧0，

β≧0，

0≦α+β≦0.50。

具有上述组成的软磁性合金薄带容易形成非晶质。另外，在对具有上述组成的软磁性合金薄带进行热处理的情况下，该软磁性合金薄带中容易析出fe基纳米结晶。

以下，对本实施方式的软磁性合金薄带24中的除了m及si以外的各成分进行详细说明。

b的含量(b)也可以满足0.020≦b≦0.200。另外，也可以为0.030≦b≦0.120。

p的含量(c)也可以满足0≦c≦0.150。另外，也可以为0.010≦c≦0.050。

对于fe的含量(1-(a+b+c+d))没有特别的限制，但也可以为0.70≦(1-(a+b+c+d))≦0.900。

另外，本实施方式的软磁性合金薄带中，也可以将fe的一部分置换为x1及/或x2。

x1为选自co及ni中的一种以上。关于x1的含量，也可以为α＝0。即，也可以不含有x1。另外，将组成整体的原子数设为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)}≦0.400。

x2为选自al、mn、ag、zn、sn、as、sb、cu、bi、s、n、o及稀土元素中的一种以上。关于x2的含量，也可以为β＝0。即，也可以不含有x2。另外，将组成整体的原子数设为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)}≦0.030。此外，包含于表面附近且与m及si形成氧化物的氧也包含于x2，但从软磁性合金薄带整体来看是微量，可以忽视。

作为将fe置换成x1及/或x2时的置换量的范围，以原子数基数计，也可以设为fe的一半以下。即，也可以设为0≦α+β≦0.50。

此外，本实施方式的软磁性合金薄带中也可以含有除了上述以外的元素作为不可避免的杂质。例如，相对于软磁性合金薄带100重量％，其含量可以是0.1重量％以下。

以上，对容易得到具有fe基纳米结晶的软磁性合金薄带的组成进行了说明，但是对于软磁性合金薄带的微细结构没有特别的限制，关于软磁性合金薄带的组成，除了包含m这一点以外，也没有特别的限制。只要是具有包含m的组成的软磁性合金薄带即可。

(软磁性合金薄带的制造方法)

以下，对本实施方式的软磁性合金薄带的制造方法进行说明。

对于本实施方式的软磁性合金薄带的制造方法没有特别的限制。例如，有通过单辊法制造软磁性合金薄带的方法。另外，薄带也可以是连续薄带。

在单辊法中，首先，准备在最终得到的软磁性合金薄带中包含的各元素的纯原料，并称重为与最终得到的软磁性合金薄带成为相同的组成。然后，将各元素的纯原料熔解、混合，制作母合金。此外，上述纯原料的熔解方法是任意的，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，母合金和最终得到的软磁性合金薄带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(金属熔液)。对于熔融金属的温度没有特别的限制，例如，能够设为1200～1500℃。

图4中表示本实施方式的单辊法中使用的单辊骤冷薄带装置的示意图。在腔室25内部，将熔融金属22从喷嘴21穿过处于喷嘴21的底部的狭缝以连续的液体向沿箭头方向旋转的辊23喷射并供给，由此，使熔融金属22骤冷，向辊23的旋转方向制造同样的薄带24。此外，本实施方式中，辊23的材质例如为cu。对于腔室25内的气氛没有特别的限制，设为大气气氛的话特别适合于批量生产。

本实施方式中，如图4所示，单辊骤冷薄带装置具有剥离气体喷射装置26及吹送气体喷射装置27。通过控制从剥离气体喷射装置26及吹送气体喷射装置27喷射的气体的氧浓度，能够控制薄带的两面的表面附近的各元素的氧化物的浓度分布。

对于剥离气体及吹送气体中的氧浓度没有特别的限制，可以为0.5～100％，也可以为5～100％，也可以为30～100％。另外，对于剥离气体及吹送气体的射出压力没有特别的限制。例如为10kpa以上且300kpa以下。另外，对于剥离气体和吹送气体，可以设为相同的氧浓度及/或射出压力，也可以设为不同的氧浓度及/或射出压力。

通过以上的方法得到的软磁性合金薄带24可以不包含粒径比30nm大的结晶。而且，软磁性合金薄带24也可以具有仅由非晶质构成的结构，也可以具有粒径为30nm以下的结晶存在于非晶质中的纳米异质结构。

此外，对于确认软磁性合金薄带24中是否包含粒径比30nm大的结晶的方法，没有特别的限制。例如，关于粒径比30nm大的结晶的有无，能够通过通常的x射线衍射测定来进行确认。另外，也可以利用透射电子显微镜直接观察。

另外，关于上述的初始微晶的有无及平均粒径的观察方法，没有特别的限制，例如，对于通过离子研磨而薄片化的试样，通过使用透射电子显微镜，而得到选区衍射图像、纳米射束衍射图像、明视场图象或高分辨率图像，据此进行确认。在使用选区衍射图像或纳米射束衍射图像的情况下，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，形成由结晶结构所引起的衍射斑点。另外，在使用明视场图象或高分辨率图像的情况下，以倍率1.00×10⁵～3.00×10⁵倍通过目视进行观察，由此，能够观察初始微晶的有无及平均粒径。

通过控制从上述的剥离气体喷射装置26及吹送气体喷射装置27喷射的气体的氧浓度，得到形成有本实施方式的m的氧化物的浓度分布的软磁性合金薄带24。

关于用于制造本实施方式的软磁性合金薄带的热处理条件，只要不发生软磁性合金薄带的表面的氧化，则没有特别的限制。根据软磁性合金薄带的组成的不同，优选的热处理条件也不同。通常，优选的热处理温度大致为400～700℃，优选的热处理时间大致成为0.5～10小时。但是，根据组成的不同，有时也在超出上述的范围的地方存在优选的热处理温度及热处理时间。另外，为了维持软磁性合金薄带的表面状态，在ar气体中那样的惰性气氛下或真空气氛下进行热处理。

通过在惰性气氛下或真空气氛下进行热处理，在维持表面状态的情况下，促进构成软磁性合金薄带24的元素的扩散，在短时间内达到热力学的平衡状态，能够除去存在于软磁性合金薄带中的应变及应力。其结果，容易得到提高了饱和磁通密度的软磁性合金。另外，如果在fe基纳米结晶析出的温度以上的温度进行热处理的话，析出fe基纳米结晶。因此，通过在惰性气氛下以析出fe基纳米结晶的温度以上的温度进行热处理，能够容易地得到进一步提高了饱和磁通密度的软磁性合金薄带。

另外，对于通过热处理而得到的软磁性合金薄带中包含的fe基纳米结晶的平均粒径的算出方法，没有特别的限制。例如，通过使用透射电子显微镜进行观察而能够算出。另外，对于确认结晶结构为bcc(体心立方晶格结构)的方法，也没有特别的限制。例如，能够使用x射线衍射测定来进行确认。

以下，对得到本实施方式的芯及电感器的方法进行说明，但是，利用软磁性合金薄带得到芯及电感器的方法不限定于下述的方法。

作为利用软磁性合金薄带而得到芯的方法，例如，可举出将软磁性合金薄带卷绕的方法或层叠的方法。在层叠软磁性合金薄带时隔着绝缘体进行层叠的情况下，能够得到进一步提高了特性的芯。

另外，通过对上述的芯实施绕阻，而得到电感器。对于绕阻的实施方式及电感器的制造方法，没有特别的限制。例如，可举出：在通过上述的方法制造的芯上将绕阻卷绕至少1匝以上的方法。

关于本实施方式的磁性部件、特别是芯及使用了芯的电感器(线圈)，可利用本实施方式的软磁性合金薄带而得到。另外，作为芯的用途，除了电感器之外，例如，还可举出变压器。变压器及电感器可用于功率器件等。

本实施方式的芯特别适合用于小型的功率器件。通常，变压器及电感器在功率器件中占有的体积较大。在此，对于本实施方式的芯而言，即使将其小型化，也能够实现充分高的饱和磁通密度。因此，对于使用了本实施方式的芯的变压器及电感器而言，即使缩小其体积，也容易地且充分地提高驱动功率器件时的最大磁通密度。由于以上特征，本实施方式的芯特别适合用于小型的功率器件。

以上，对本发明的各实施方式进行了说明，但本发明不限定于上述的实施方式。

对于本实施方式的软磁性合金薄带而言，即使是在大气气氛中制作的情况下，也能够通过剥离气体及吹送气体来控制软磁性合金薄带表面的氧化状态。因此，能够均匀地控制软磁性合金薄带表面的fe的氧化，能够控制软磁性合金薄带的耐腐蚀性。另外，当在软磁性合金薄带表面发生fe的局部氧化时，存在如下倾向：即，fe的氧化在大气中得到促进且fe的氧化物的相变大的倾向。而且，存在软磁性合金薄带中的磁性体的总量减少的倾向。因此，如上所述，本实施方式的软磁性合金薄带特别适合用于要求提高饱和磁通密度的磁性部件。因此，本实施方式的磁性部件特别适合用于电子设备、信息设备、通信设备等的电源电路等的小型化。

实施例

以下，基于实施例具体地说明本发明。

(实验例1)

以成为表1所示的合金组成的方式，将原料称重，通过高频加热熔解，制作母合金。

然后，将制作的母合金加热使其熔融，在成为1300℃的熔融状态的金属后，通过使辊以转速30米/秒旋转的单辊法，使上述金属喷射于辊，制作薄带。此外，辊的材质为cu。

使辊沿着图4所示的方向旋转，辊温度设为30℃。腔室内和喷嘴内的差压(射出压力)设为60kpa。另外，将狭缝喷嘴的狭缝宽度设为50mm，将从狭缝开口部到辊的距离设为0.2mm，将辊径设为从而得到薄带的厚度为20～30μm且薄带的宽度为50mm的薄带。

另外，在表1、表2中表示进行单辊法的情况下的剥离气体及吹送气体的氧浓度。此外，对于剥离气体、吹送气体的氧浓度为0％的试样吹送的是n2气体，对于剥离气体、吹送气体的氧浓度不是0％的试样吹送的是n2-o2混合气体。

另外，确认了热处理前的薄带是由非晶质构成，还是由结晶构成。使用xrd测定各薄带的非晶质化率x，在x为85％以上的情况下，设为由非晶质构成。

然后，对于表1的各实施例及比较例的薄带，在n2气氛(氧浓度10ppm以下)中，以600℃进行60分钟的热处理。对于热处理后的各薄带，利用透射电子显微镜测定结晶粒径。确认到：包含结晶粒径为5nm～30nm的纳米结晶。将结果在表2中表示。

另外，对于表1的试样编号6，除了变更m的种类这一点以外，以相同的条件制作热处理前的薄带，并以相同的条件进行热处理。将结果在表3中表示。

对于表1～表3的各个薄带，使用xps从表面(厚度0nm)向厚度方向的内部测定包含于软磁性合金薄带的元素的浓度分布。浓度分布的测定以如下方法进行：即，在距表面为16nm以内的区域内，以点之间的距离以sio2换算计成为1.6nm的方式进行测定；在深度16nm以上的区域内，以点之间的距离以sio2换算计成为3.2nm的方式进行测定。在表1～表3中表示形成氧化物的m元素及形成氧化物的si的最大点的有无及最大值。此外，在具有最大点的情况下记载为“有”，在不具有最大点的情况下记载为“无”。

测定热处理后的各薄带的饱和磁通密度。使用振动试样型磁力计(vsm)在磁场1500ka/m中测定饱和磁通密度。

对得到的各薄带进行耐腐蚀试验，以确认耐腐蚀性。具体而言，在保持为温度85℃、湿度85％的恒温槽中插入各试样，每30分钟通过目视确认各试样的表面，确认有无锈点。将至初次观察到锈点为止的时间为各比较例(n2气体吹送时)的2.0倍以上的情况设为a，将该倍数为1.2倍以上且低于2.0倍的情况设为b，将该倍数为比1.0倍大且低于1.2倍的情况设为c，将该倍数为1.0倍以下的情况设为d，并记载于表1～表3中。将评价为c以上的情况设为良好。此外，表1中以试样编号1为基准，表2及表3中以试样编号9为基准。

此外，对于各实施例及比较例的软磁性合金薄带的微细结构，通过x射线衍射测定及使用了透射电子显微镜的观察进行确认。将结果在表1～表3中表示。另外，使用icp分析确认了合金组成在热处理前后没有变化。

根据表1、表2可知：与不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的情况相比，在形成氧化物的m(nb)的浓度的最大点存在于距上述表面20nm以内的区域的情况下，耐腐蚀性更优异。另外，与除了不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的点以外、其组成相同的情况相比，在热处理后形成氧化物的m(nb)的浓度的最大点存在于距上述表面20nm以内的区域的情况下，饱和磁通密度也更良好。

特别是，在满足[si]/[m]≥1.50的情况下，耐腐蚀性特别良好。

根据表3可知：即使是将m元素的种类从nb变更为其他的情况下，也得到同样的结果。

(实验例2)

在实验例1中变更了其组成之后，进行了与表2的各实验例同样的实验。将结果在表4～表6中表示。此外，对于耐腐蚀试验而言，表4中以试样编号22为基准，表5中以试样编号32为基准，表6中以试样编号40为基准。此外，各实施例及比较例的软磁性合金薄带的微细结构为纳米结晶。

根据表4～表6可知：与不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的情况相比，在形成氧化物的m(nb)的浓度的最大点存在于距上述表面20nm以内的区域的情况下，即使变更其组成，耐腐蚀性也更优异。另外，在比较具有互相相同的组成的试样编号22和试样编号23时，存在形成氧化物的m的浓度的最大点的试样编号23的饱和磁通密度比不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的试样编号22更优异。在比较具有互相相同的组成的试样编号32和试样编号33时，存在形成氧化物的m的浓度的最大点的试样编号33的饱和磁通密度比不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的试样编号32更优异。在比较具有互相相同的组成的试样编号40和试样编号41时，存在形成氧化物的m的浓度的最大点的试样编号41的饱和磁通密度比不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的试样编号40更优异。

根据表4可知：在si的组成比为0.1at％以上且10at％以下的情况下，即0.001≤d≤0.100的情况下，饱和磁通密度变高。根据表5可知：在m的组成比为超过3at％且10at％以下的情况下，即0.030＜a≤0.100的情况下，耐腐蚀性变高。根据表6可知：在p的含量为0.1at％以上且15at％以下的情况下，即满足0≤c≤0.150的情况下，耐腐蚀性良好。

(实验例3)

将软磁性合金薄带的组成变更为通常广泛使用的组成之后，进行了与表2的各实验例同样的实验。将结果在表7中表示。此外，对于耐腐蚀试验而言，试样编号47以试样编号46为基准，试样编号49以试样编号48为基准，试样编号51以试样编号50为基准，试样编号53以试样编号52为基准。此外，在表7中表示各实施例及比较例的软磁性合金薄带的微细结构。

根据表7可知：与不存在形成氧化物的m的浓度的最大点的情况相比，在形成氧化物的m(nb)的浓度的最大点存在于距上述表面20nm以内的区域的情况下，即使变更组成，其耐腐蚀性及饱和磁通密度也更优异。

[符号说明]

21...喷嘴

22...熔融金属

23...辊

24...软磁性合金薄带

25...腔室

26...剥离气体喷射装置

27...吹送气体喷射装置。