(57)【要約】  本発明は、ナノスケールの微細な結晶粒を含む高飽和磁束密度でかつ優れた軟磁気特性を示す軟磁性薄帯、その製造方法、および磁性部品、さらにその製造に用いられるアモルファス薄帯を提供する。本発明は、組成式：Ｆｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚ-aPaにより表せられ、ここで、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mnから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、0≦ｙ≦2.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10であり、180度曲げが可能なアモルファス薄帯を用いる。このアモルファス薄帯に熱処理を施すことにより、平均粒径60nm以下の体心立方構造の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織からなる軟磁性薄帯が得られる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
軟磁性薄帯の製造方法であって、
組成式がＦｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚ-aPaにより表され、ここでAはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、0≦ｙ≦2.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10である合金の溶湯を、厚さ１００μｍ以下で実質的にアモルファスの薄帯形状に鋳造する段階と、
その後、３００℃以上の温度領域での平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上となるように熱処理し、結晶粒径が６０ｎｍ以下（０を含まず）の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織を有する軟磁性薄帯とする段階とを含む軟磁性薄帯の製造方法。
【請求項２】
前記ｙの値がゼロである請求項１に記載の軟磁性薄帯の製造方法。
【請求項３】
実質的にアモルファスのアモルファス薄帯であって、組成式がＦｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚ-aPaにより表せられ、ここでAはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、0≦ｙ≦2.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10であり、180度曲げが可能であるアモルファス薄帯。
【請求項４】
前記ｙの値がゼロである請求項３に記載のアモルファス薄帯。
【請求項５】
前記Aの元素はCuを含む請求項３又は４に記載のアモルファス薄帯。
【請求項６】
前記アモルファス薄帯は、Ｆｅ量に対して１０原子％未満のNi、Coから選ばれた少なくとも一種以上の元素、及び／又は、Ｆｅ量の５原子％未満のRe、白金族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種以上の元素を含む請求項３乃至請求項５のいずれかに記載のアモルファス薄帯。
【請求項７】
前記アモルファス薄帯は、Ｘ量に対して５原子％未満のBe,Ga,Ge,C及びAlから選ばれた少なくとも一種以上の元素を含む請求項３乃至請求項６のいずれかに記載のアモルファス薄帯。
【請求項８】
請求項３乃至請求項７のいずれかに記載のアモルファス薄帯に熱処理が施された軟磁性薄帯であって、平均粒径60nm以下の体心立方構造の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織からなる軟磁性薄帯。
【請求項９】
飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が２０Ａ／ｍ以下である請求項８に記載の軟磁性薄帯。
【請求項１０】
請求項８または請求項９に記載の軟磁性薄帯を用いた磁性部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
各種トランス、リアクトル・チョークコイル、ノイズ対策部品、レーザ電源や加速器などに用いられるパルスパワー磁性部品、通信用パルストランス、モータ磁心、発電機、磁気センサ、アンテナ磁心、電流センサ、磁気シールド、電磁波吸収シート、ヨーク材等に用いられるナノスケールの微細な結晶粒を含む高飽和磁束密度でかつ優れた軟磁気特性、特に優れた交流磁気特性を示す軟磁性薄帯、その製造方法、および磁性部品に関する。さらに、本発明は、軟磁性薄帯の製造に用いられるアモルファス薄帯にも関するものである。
【背景技術】
【０００２】
各種トランス、リアクトル・チョークコイル、ノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、各種モータ、各種発電機等に用いられる、高飽和磁束密度でかつ優れた交流磁気特性の磁性材料には、珪素鋼、フェライト、アモルファス合金やＦｅ基ナノ結晶合金材料等が知られている。
珪素鋼板は、材料が安価で磁束密度が高いが、高周波の用途に対しては磁心損失が大きいという問題がある。作製方法上、アモルファス薄帯並に薄く加工することは極めて難しく、渦電流損失が大きいため、これに伴う損失が大きく不利であった。また、フェライト材料は飽和磁束密度が低く、温度特性が悪い問題があり、動作磁束密度が大きいハイパワーの用途にはフェライトは磁気的に飽和しやすく不向きであった。【０００３】
また、Ｃｏ基アモルファス合金は、飽和磁束密度が実用的な材料では１Ｔ以下と低く、熱的に不安定である問題がある。このため、ハイパワーの用途に使用した場合、部品が大きくなる問題や経時変化のために磁心損失が増加する問題があり、さらに、Ｃｏが高価なことから価格的な問題もある。【０００４】
また、特開平５−１４０７０３号公報に記載されているようなFe基アモルファス系の軟磁性合金は、良い角型特性や低い保磁力を有し、非常に優れた軟磁気特性を示す。しかし、Fe基アモルファス系の軟磁性合金では、飽和磁束密度は原子間距離と配位数およびFe濃度との兼ね合いで決定し、1.65Tがほぼ物理的上限値となっている。また、Ｆｅ基アモルファス系の軟磁性合金は、磁歪が大きく応力により特性が劣化する問題や、可聴周波数帯の電流が重畳するような用途では騒音が大きいという問題がある。さらに、従来のFe基アモルファス系の軟磁性合金において、Feを他の磁性元素Co、Ni等で大幅に置換した場合は若干の飽和磁束密度の増加も認められるが、価格の面からこれらの元素の含有量(重量%)をなるべく少量にすることが望まれる。これらの問題から、特開平１−１５６４５１号公報に記載されるような、ナノ結晶を持つ軟磁性材料が開発され、様々な用途に使用されている。
高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性成形体として、特開２００６−４０９０６号公報に記載されるような技術も開示されたが、飽和磁束密度が１．７Ｔに達しておらず、それ以上の飽和磁束密度を持つ磁性合金が要求されている。【０００５】
【特許文献１】特開平５−１４０７０３号公報
【特許文献２】特開平１−１５６４５１号公報
【特許文献３】特開２００６−４０９０６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の解決しようとする課題は、Ｃｏを実質的に含まず安価であり、かつ必須ではないが好ましくは高飽和磁束密度が1.7Ｔ以上であり、かつ上記の問題となっていた靭性および製造条件の安定性を向上させた高飽和磁束密度、低保磁力の軟磁性薄帯、ならびにその製造方法、その軟磁性薄帯を用いた磁性部品を提供することである。また、本発明の他の目的は、その軟磁性薄帯の製造に用いられるアモルファス薄帯を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、組成式がＦｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚ-aPaにより表され、ここでAはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、0≦ｙ≦2.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10である合金の溶湯を、厚さ１００μｍ以下で実質的にアモルファスの薄帯形状に鋳造する段階と、
その後、３００℃以上の温度領域での平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上となるように熱処理し、結晶粒径が６０ｎｍ以下（０を含まず）の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織を有する軟磁性薄帯とする段階とを含む軟磁性薄帯の製造方法である。
また、本発明の一具体例によれば、組成式がＦｅ100-ｘ-zAｘXｚ-aPaにより表され、ここでAはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10である合金の溶湯を、厚さ１００μｍ以下で実質的にアモルファスの薄帯形状に鋳造する段階と、その後、３００℃以上の平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上となるように熱処理し、結晶粒径が６０ｎｍ以下（０を含まず）の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織を有する軟磁性薄帯とすることを特徴とする軟磁性薄帯の製造方法である。【０００８】
また本発明は、実質的にアモルファスのアモルファス薄帯であって、組成式がＦｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚ-aPaにより表され、ここでAはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、0≦ｙ≦2.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10であり、180度曲げが可能な軟磁性薄帯を用いたものである。【０００９】
本発明の一具体例によれば、実質的にアモルファスの軟磁性薄帯であって、組成式がＦｅ100-ｘ-zAｘXｚ-aPaにより表され、ここでAはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10であり、180度曲げが可能な軟磁性薄帯を用いたものである。【００１０】
前記AはCuを必須とするものが好ましい。【００１１】
前記アモルファス薄帯は、Ｆｅ量に対して、その１０原子％未満のNi、Coから選ばれた少なくとも一種以上の元素、及び／又は、その５原子％未満のRe、白金族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種以上の元素を含むものを用いることが出来る。【００１２】
前記アモルファス薄帯は、Ｘ量に対して５原子％未満のBe,Ga,Ge,C及びAlから選ばれた少なくとも一種以上の元素を含むものを用いることが出来る。【００１３】
アモルファス薄帯を熱処理することで、Feおよび半金属元素を含むFe基合金であり、平均粒径60nm以下の体心立方構造の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織の軟磁性薄帯を得ることができる。【００１４】
この微細な結晶粒からなる本発明の軟磁性薄帯は、飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が２０Ａ／ｍ以下と高い磁気特性を持つことができる。【００１５】
上記の軟磁性薄帯を用い、磁性部品を製造することができる。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、大電流用の各種リアクトル、アクティブフィルタ用チョ−クコイル、平滑チョークコイル、各種トランス、電磁シールド材料などのノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、モータ、発電機等に用いられる高飽和磁束密度で特に低い磁心損失を示す高飽和磁束密度で、かつ優れた磁気特性、特に優れた低損失の軟磁性薄帯を安価に提供することが出来る。
また、アモルファス状態の本発明のアモルファス薄帯は曲げ強度に強く、製造の過程で安易に取り扱うことが可能である。
また、本発明のアモルファス薄帯に高温短時間の熱処理を施すことにより、結晶粒成長を抑制できるうえ、保磁力が小さくなり、低磁界での磁束密度が向上し、ヒステリシス損失も減少するという効果が得られる。一般的に必要とされる高い磁気特性が得られ、好適である。
この軟磁性薄帯を用いることで高性能の磁性部品を実現することができるため、その効果は著しいものがある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明では、Ｆｅを高濃度に含む合金で、軟磁性と高飽和磁束密度BS（望ましくは1.7T以上）を両立させることを目的に、高いFe濃度でも安定にアモルファス相が得られるFe-Ｐの２元系やＦｅ−Ｍ−Ｐ（ＭはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素）の３元系を中心に微細結晶材料の開発を試みたものである。具体的には、アモルファス相を主相とする薄帯が安定に得られるＦｅ濃度８８％(原子％)以下の組成の合金に、Ｆｅと非固溶であるＣｕを添加することにより、微細結晶の核を与え、熱処理によって微細結晶を析出させ、結晶粒成長により微細結晶材料を得る。合金作製の初期段階でアモルファス相を形成することで、均質な微細結晶粒を得ることができる。本発明の軟磁性微細結晶合金によりＢＳが1.7Ｔ以上になるためには、、組織全体がｂｃｃＦｅの微細結晶となった場合、少なくともＦｅ濃度が約７５(原子％)以上が望ましい。【００１８】
上記の検討により発明された本発明の高飽和磁束密度低保磁力の軟磁性薄帯は、組成式：Ｆｅ100-ｘ-zAｘXｚ-aPa（但し、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10）、もしくは、組成式：Ｆｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚ-aP（但し、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0.5≦ｘ≦1.5、0＜ｙ≦2.5、10≦ｚ≦23、0.35≦ａ≦10）により表せられる。急冷後のアモルファスの状態では曲げ強度に強く、１８０度曲げが可能である。また、熱処理して主に微結晶粒からなる組織状の軟磁性薄帯とすることで、高い磁気特性が得られる。【００１９】
上記の組成の範囲内で、0.5≦ｘ≦1.5、ｙ≦2.0、10≦ｚ≦20、0.35≦ａ≦10で表される領域では、飽和磁束密度が1.74T以上となるため、軟磁性材料として望ましい。
さらに、上記組成の範囲内で、0.5≦ｘ≦1.5、ｙ≦1.5、10≦ｚ≦18、0.35≦ａ≦10で表される領域では、飽和磁束密度が1.78T以上となるため、軟磁性材料としてさらに望ましいものである。
さらに、上記組成の範囲内で、0.5≦ｘ≦1.5、ｙ≦1.0、10≦ｚ≦16、0.35≦ａ≦10で表される領域では、飽和磁束密度が1.8T以上となるため、軟磁性材料として極めて望ましいものである。【００２０】
Ｃｕ，ＡｕのＡ元素量ｘは0.5≦ｘ≦1.5とする。1.5％を超えると液体急冷時にアモルファス相を主相とする薄帯が脆化する。さらに好ましいＡ量は0.7≦ｘ≦1.3である。Ａ元素はCuを用いるほうがコスト的に好ましく、Ａｕを用いる場合はCu量に対して1.5原子％以下の範囲とすることが好ましい。
また、Ｍ元素量ｙ（MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素）はｙ≦2.5とする。Ｍ量が2.5％を超えると、飽和磁束密度が1.7Ｔ未満となる。
Ｘ元素（XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素）およびＰの総和量であるｚは１０％未満であるとアモルファス相を主相とする薄帯を得るのが極めて困難となり、また２０％を超えると飽和磁束密度が1.7T以下となる。また、Fe含有量の制約を満たしつつ、アモルファス相が安定して得られる。
さらに好ましいＡ元素量ｘ、Ｍ元素量ｙ、Ｘ元素とＰの総量ｚは0.7≦ｘ≦1.3、ｙ≦1.5、12≦ｚ≦20、さらには、0.7≦ｘ≦1.3、ｙ≦1.0、12≦ｚ≦16であり、ｘ、ｙ、ｚをこの範囲にすることで保磁力が12A/ｍ以下の高飽和磁束密度低保磁力の軟磁性微結晶合金が得られる。【００２１】
Ｐはアモルファス相の形成能を向上させる上で極めて効果的な元素であり、ナノ結晶粒の粒成長を抑える効果もある。そのため、本発明が目的とする高靭性、高Bsおよび良好な軟磁気特性の実現には不可欠な元素である。
Ｂはアモルファスの形成を促進するために有用な元素である。
Ｓｉを添加することで、結晶磁気異方性の大きいFe-P、Fe-Bが析出開始する温度が高くなるため、熱処理温度を高温にできるようになる。高温の熱処理を施すことで微結晶相の割合が増え、BSが増加し、B-H曲線の角形性が改善される。また、試料表面の変質、変色を抑える効果がある。【００２２】
MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素であり、Ａ元素やメタロイド元素と共に熱処理後も残留するアモルファス相に優先的に入るため、Ｆｅ濃度の高い微細結晶粒の粒成長を抑制する働きがある。そのため、ナノ結晶の平均粒径が減少し、B-H曲線の飽和性の向上や軟磁気特性の改善に寄与する。一方、本発明合金における実質的な磁性の担い手はＦｅであるため、Ｆｅの含有量を高く保つ必要があるが、これら、原子量の大きい元素を含有することは、単位重量あたりのＦｅの含有量が低下することになる。特に、置換する元素がＮｂ，Ｚｒの場合、置換量は2.5％以下程度、より好ましくは1.5％以下が適当であり、置換する元素がＴａ，Ｈｆの場合、置換量は1.5％以下、より好ましくは0.8％以下が適当である。また、Feの一部をRe、白金族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種以上の元素で置換した場合でも上記の効果は得られる。Mnを置換する場合は飽和磁束密度の低下がおこるため、置換量は５％未満が妥当であり、より好ましくは２％未満である。
但し、特に高い飽和磁束密度を得るためには、これらの元素の総量が1.5原子％以下とすることが好ましい。また、総量が1.0原子％以下とすることがさらに好ましい。【００２３】
Ｘの一部をGa,Ge,C及びAlから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。これらの元素を置換することにより磁歪や磁気特性を調整することができる。【００２４】
Feの一部をFeとＡ元素に共に固溶するNi、Coから選ばれた少なくとも一種以上の元素で置換した場合、アモルファス相の形成能が高くなり、Ａ元素の含有量を増加させることが可能である。A元素の含有量が増加することで、結晶組織の微細化が促進され軟磁気特性が改善される。また、Ni，Coを置換した場合には飽和磁束密度が増加する。これらの元素を多く置換すると、懸案事項の１つである価格の高騰につながるため、Niの置換量は10％未満、好ましくは５％未満、さらには２％未満が適当であり、Coの場合は10%未満、好ましくは２％未満、より好ましくは１％未満が適当である。【００２５】
本発明合金と同組成のアモルファス合金では、磁気体積効果により、比較的大きな磁歪が現れるが、体心立方構造のFeでは磁気体積効果が小さく、磁歪もはるかに小さい。組織の多くの部分がｂｃｃFeを主体とする微細結晶粒からなる本発明合金はノイズ低減の観点からも有望である。【００２６】
合金溶湯を急冷した際、アモルファス相中に平均粒径30nm以下の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で10％未満で分散した組織のFe基合金を作製することにより、靭性が向上する。結晶粒は、５％以下であることが好ましく、１％以下であることがなお好ましい。アモルファスマトリクス中（薄帯表面から0.2μｍの範囲は除く）に微結晶が10%以上分布した合金では靭性が低下し、熱処理後に得られるナノ結晶相の平均粒径、粒度分布、粒密度が板厚や製造条件に影響を受けやすくなり、安定した特性の軟磁性薄帯が得にくくなる。アモルファスマトリクス中の微結晶を減少させ、熱処理工程で均質な核生成を促進することで上記の問題は解決される。
熱処理後のナノ結晶合金ではアモルファス相中に分散する体心立方構造の結晶粒は、平均粒径60nm以下、体積分率で30％以上分散している必要がある。結晶粒の平均粒径が60ｎｍを超えると軟磁気特性が劣化し、結晶粒の体積分率が30％未満では、非晶質の割合が多く高飽和磁束密度が得にくいためである。より好ましい熱処理後の結晶粒の平均粒径は、30nm以下、より好ましい結晶粒の体積分率は50％以上である。この範囲で、より軟磁性が優れ、Ｆｅ基非晶質の軟磁性薄帯に比べて磁歪の低い合金を実現できる。【００２７】
本発明において、溶湯を急冷する方法としては、単ロール法、双ロール法、回転液中防止法、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法などがあり、薄片や薄帯、粉末を製造することができる。また、溶湯急冷時の溶湯温度は、合金の融点よりも50℃〜300℃程度高い温度とするのが望ましい。
単ロール法などの超急冷法は、活性な金属を含まない場合は大気中あるいは局所Ａｒあるいは窒素ガスなどの雰囲気中で行うことが可能であるが、活性な金属を含む場合はＡｒ，Ｈｅなどの不活性ガス中、窒素ガス中あるいは減圧中、あるいはノズル先端部のロール表面付近のガス雰囲気を制御する。また、CO2ガスをロールに吹き付ける方法や、COガスをノズル近傍のロール表面付近で燃焼させながら合金薄帯製造を行う。
単ロール法の場合の冷却ロール周速は、15ｍ/ｓから50ｍ/ｓ程度の範囲が望ましく、冷却ロール材質は、熱伝導が良好な純銅やＣｕ−Ｂｅ、Ｃｕ−Ｃｒ、Ｃｕ−Ｚｒ、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃｒなどの銅合金が適している。大量に製造する場合、板厚が厚い薄帯や広幅薄帯を製造する場合は、冷却ロールは水冷構造とした方が好ましい。【００２８】
熱処理により、本発明の軟磁性薄帯に微細結晶組織を析出させることができる。熱処理の昇温行程において、均一核生成を起こし、その後結晶化温度以上の温度領域に1秒以上置くことで、結晶粒成長を促進する。昇温速度、温度と時間の３つのパラメータを調整することにより、核生成および結晶粒成長が制御できる。そのため、高温中の熱処理であっても、非常に短時間であれば結晶粒成長を抑制できるうえ、化合物の生成も抑え、保磁力が小さくなり、低磁界での磁束密度が向上し、ヒステリシス損失も減少するという効果が得られる。所望される磁気特性により、前記の低温長時間の熱処理と、この高温短時間の熱処理とを適宜使い分けることができるが、この高温短時間の熱処理の方が、一般的に必要とされる磁気特性を得やすく、好適である。【００２９】
保持温度は430℃以上が好ましい。４３０℃未満であると、保持時間を適宜調整しても上記の効果が得られにくい。化合物が析出する温度（ＴＸ２）に対し、ＴＸ２−５０℃以上とすることが好ましい。
また保持時間が1時間以上であると、上記の効果が得られにくく、かつ処理時間が長くなり、生産性が悪い。好ましい保持時間は３０分以内であり、２０分以内であり１５分以内である。
最大昇温速度は１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。また、平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上とすることがさらに好ましい。
また、この熱処理による製造方法は、高温域での熱処理速度が特性に大きな影響を与えるため、熱処理温度が３００℃以上の平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上であることが好ましく、３５０℃以上の平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上であることがなお好ましい。
上記の加熱にあたっては、熱容量が小さくなるように重量を調整した試料を予め目標温度以上の高温に保たれた炉内に投入する方法がある。これ以外にも、ランプ加熱（赤外線集中）炉を用いる方法、試料に直接電流を流し、ジュール熱で加熱する方法、電磁誘導により加熱する方法、レーザーで加熱する方法、熱容量の大きい物質に試料を接触あるいは近づけて加熱する方法などがあり、いずれの方法でも連続熱処理を施すことで生産性が向上できる。【００３０】
また、昇温速度の制御や温度を変えて何段階かで一定時間保持する多段階の熱処理等によって核生成を制御することも可能である。また、結晶化温度よりも低い温度で一定時間保持し、核生成に十分な時間を与えた後、結晶化温度よりも高い温度で１ｈ未満保持する熱処理により結晶粒成長を行えば、結晶粒同士が互いの成長を抑制しあうため、均質で微細な結晶組織が得られる。例えば、２５０℃程度の熱処理を１ｈ以上行い、その後、高温短時間、例えば熱処理温度が３００℃を超える際の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上の条件で熱処理を行えば、上記の製造方法と同じ効果を得ることができる。
炉内温度を高く設定することで、300℃以上さらには４００℃以上の高温域における昇温速度を高く保つことができ、合金薄帯が炉内温度に到達しない場合でも、目的温度に到達した時点で、すみやかに熱処理を終了することで、高Bs化、低保磁力化の軟磁性薄帯が得られる。目的温度は、結晶化温度よりも高い温度が好ましく、結晶化温度よりも高い温度域に1秒以上おかれていることが好ましい。【００３１】
熱処理は大気中、真空中、Ar、窒素ヘリウム等の不活性ガス中で行うことができるが、特に不活性ガス中で行うことが望ましい。熱処理により体心立方構造のＦｅを主体とする結晶粒の体積分率が増加し、飽和磁束密度が上昇する。また、熱処理により磁歪も低減する。本発明の軟磁性合金は、磁界中熱処理を行うことにより、誘導磁気異方性を付与することができる。磁界中熱処理は、熱処理期間の少なくとも一部の期間合金が飽和するのに十分な強さの磁界を印加する。合金磁心の形状にも依存するが、一般には薄帯の幅方向(環状磁心の場合：磁心の高さ方向)に印加する場合は８ｋＡｍ−１以上の磁界を、長手方向（環状磁心の場合は磁路方向）印加する場合は８０Ａｍ−１以上の磁界を印加する。印加する磁界は、直流、交流、繰り返しのパルス磁界のいずれを用いても良い。磁界は２００℃以上の温度領域で通常２０分以上印加する。昇温中、一定温度に保持中および冷却中も印加した方が、良好な一軸の誘導磁気異方性が付与されるので、より望ましい直流あるいは交流ヒステリシスループ形状が実現される。磁界中熱処理の適用により高角形比あるいは低角形比の直流ヒステリシスループを示す合金が得られる。磁界中熱処理を適用しない場合、本発明合金は中程度の角形比の直流ヒステリシスループとなる。熱処理は、通常露点が−３０℃以下の不活性ガス雰囲気中で行うことが望ましく、露点が−６０℃以下の不活性ガス雰囲気中で熱処理を行うと、ばらつきが更に小さくより好ましい結果が得られる。【００３２】
本発明の軟磁性薄帯は、必要に応じて、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３等の粉末あるいは膜で合金薄帯表面を被覆する、化成処理により表面処理し、絶縁層を形成する、アノード酸化処理により表面に酸化物絶縁層を形成し層間絶縁を行う、等の処理を行うとより好ましい結果が得られる。これは特に層間を渡る高周波における渦電流の影響を低減し、高周波における磁心損失を改善する効果があるためである。この効果は表面状態が良好でかつ広幅の薄帯から構成された磁心に使用した場合に特に著しい。更に、本発明の軟磁性薄帯から磁心を作製する際に必要に応じて含浸やコーティング等を行うことも可能である。本発明合金は高周波の用途として特にパルス状電流が流れるような応用に最も性能を発揮するが、センサや低周波の磁性部品の用途にも使用可能である。特に、磁気飽和が問題となる用途に優れた特性を発揮でき、ハイパワーのパワーエレクトロニクスの用途に特に適する。
使用時に磁化する方向とほぼ垂直な方向に磁界を印加しながら熱処理した本発明の軟磁性薄帯は、従来の高飽和磁束密度の材料よりも低い磁心損失が得られる。更に本発明の軟磁性薄帯は薄膜や粉末でも優れた特性を得ることができる。【００３３】
前記の軟磁性薄帯により磁性部品を構成することにより、アノードリアクトルなどの大電流用の各種リアクトル、アクティブフィルタ用チョ−クコイル、平滑チョークコイル、各種トランス、磁気シールド、電磁シールド材料などのノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、モータ、発電機等に好適な高性能あるいは小型の磁性部品を実現することができる。【００３４】
(実施例１)
表1に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出しアモルファス薄帯を作製した。作製したアモルファス薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。X線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察の結果、アモルファス相中に３０μｍ以下の微結晶が１％以下で析出していた。いずれも、１８０度曲げが可能であり、金型等刃物による打ち抜きが可能であった。
これらのアモルファス薄帯を、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で急激に昇温し、450℃で１０分間保持後、室温まで急激に冷却した。３５０℃における昇温速度は１７０℃／ｍｉｎ程度であった。この熱処理を行った軟磁性薄帯の保磁力、最大透磁率のデータを表１に記す。いずれの組成でもB8000が1.7T以上ある。また、瞬間的に加熱することにより、核の数密度が不足し易いCu低濃度の合金においても、核の均一生成が促進されて残留アモルファス相が減少し、B8000は増加して1.70T以上となる組成範囲が拡大した。本合金系はHCが小さいだけでなくB80も大きく、軟磁性材料として有望である。これらの軟磁性薄帯は、いずれも組織の少なくとも一部が結晶粒径60nm以下（０を含まず）の結晶粒を含むものであった。また、ナノ結晶粒相がアモルファス相中に体積分率で５０％以上を占めていた。【００３５】
【表１】
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【００３６】
(実施例２)
表2に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出しアモルファス薄帯を作製した。作製したアモルファス薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。X線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察の結果、アモルファス相中に微結晶が１％以下で析出していた。また、このアモルファス薄帯は、いずれも１８０度曲げが可能であり、かつ、金型等刃物による打ち抜きが可能であった。
これらの単板状試料を、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で急激に昇温し、450℃で１０分間保持後、室温まで急激に冷却した。３５０℃における昇温速度は１７０℃／ｍｉｎ程度であった。保磁力、最大透磁率のデータを表２に記す。いずれの組成でもB8000が1.7T以上である。また、瞬間的に加熱することにより、核の発生率が低下し易いCu低濃度の合金においても、核の均一生成が促進されて残留アモルファス相が減少し、B8000は増加して1.70T以上となる組成範囲が拡大した。本軟磁性薄帯はHCの減少だけでなくB80も大きく、軟磁性材料として望ましいものである。
これらの軟磁性薄帯は、いずれも組織の少なくとも一部が結晶粒径60nm以下（０を含まず）の結晶粒を含むものであった。また、ナノ結晶粒相がアモルファス相中に体積分率で５０％以上を占めていた。Nb置換により、ナノ結晶相の平均結晶粒径が減少し、B-H曲線の飽和性が良くなり、B80が高くなる効果が確認された。【００３７】
【表２】
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【００３８】
(実施例３)
表3に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出しアモルファス薄帯を作製した。作製したアモルファス薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。X線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察の結果、アモルファス相中に３０μｍ以下の微結晶が１％以下で析出していた。いずれも、１８０度曲げが可能であり、かつ、金型等刃物による打ち抜きが可能であった。
これらの単板状試料を、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で急激に昇温し、450℃で１０分間保持後、室温まで急激に冷却した。３５０℃における昇温速度は１７０℃／ｍｉｎ程度であった。保磁力Hc、飽和磁束密度Bs(B8000の値をＢＳとした)の各合金のデータを表3に記す。いずれの組成でもBsが1.7T以上である。また、瞬間的に加熱することにより、核の発生率が低下し易いCu低濃度の合金においても、核の均一生成が促進される。本合金系ではHCが10A/m以下と低い値となり、高Bs、低損失の軟磁性材料として望ましいものである。
これらの軟磁性薄帯は、いずれも組織の少なくとも一部が結晶粒径60nm以下（０を含まず）の結晶粒を含むものであった。また、ナノ結晶粒相がアモルファス相中に体積分率で５０％以上を占めていた。【００３９】
【表３】
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【００４０】
（実施例４）
表４に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出し、幅5mm、厚さ約27μmのアモルファス薄帯を作製した。Ｐを添加した本発明のアモルファス薄帯は１８０度曲げが可能であった。また、本発明のアモルファス薄帯はX線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行ったところ、アモルファス相中に３０μｍ以下の微結晶が１％以下で析出していた。
これらの試料を、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で急激に昇温し、450℃で１０分間保持後、室温まで急激に冷却した。３５０℃における昇温速度は１７０℃／ｍｉｎ程度であった。板厚、保磁力、飽和磁束密度、作製状態における結晶粒の析出の有無に関するデータを表４に記す。Ｐを含む本発明のアモルファス薄帯は、板厚が厚くてもアモルファスの軟磁性薄帯には結晶粒の析出はほとんど観察されず、均質なアモルファス相が得られ、かつ１８０度曲げも可能である。これに熱処理を施した場合、板厚が増加しても、Hcの増加は抑えられ、板厚が27μｍの薄帯でも10A/mを大きく下回る約6A/mが得られ、広い板厚の範囲で安定して、良好な軟磁気特性が得られる。
対して、Ｐを添加しない比較例では、板圧が厚いとアモルファスの薄帯状で結晶粒の析出が顕著になり、１８０度曲げは困難である。この薄帯に熱処理を施した場合、保磁力Ｈｃが増大し、１４A／ｍとなってしまう。【００４１】
【表４】
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【００４２】
（実施例５）
表５に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出し、幅5mm、厚さ約20μmのアモルファス薄帯を作製した。Ｐを添加した本発明のアモルファス薄帯は１８０度曲げが可能であった。また、本発明のアモルファス薄帯はX線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行ったところ、アモルファス相中に３０μｍ以下の微結晶が１％以下で析出していた。
これらの試料を、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で急激に昇温し、420℃で５分間保持後、室温まで急激に冷却した。３５０℃における昇温速度は１８０℃／ｍｉｎ程度であった。板厚、保磁力、飽和磁束密度、作製状態における結晶粒の析出の有無に関するデータを表５に記す。Ｐを含む本発明のアモルファス薄帯は、板厚が厚くてもアモルファス薄帯には結晶粒の析出はほとんど観察されず、均質なアモルファス相が得られる。さらに、FeおよびCuに固溶するNiを置換することにより、高密度のCuのクラスタリングを促し、緻密なナノ結晶相となるために低い保磁力Hcが得られ、軟磁気特性が向上する。【００４３】
【表５】
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【００４４】
表６には、Febal.Cu1.0Nb1.0Si2B12P2合金で作製した、φ19-φ15-5mm3のリング状コアに急加熱熱処理を施した試料の軟磁気特性および鉄損を示す。商用周波数よりも高い周波数帯域で極めて良い鉄損特性が得られる。【００４５】
【表６】
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【国際調査報告】
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