(57)【要約】【課題】高飽和磁束密度と高透磁率とを兼備し、かつ安価で製造が容易なＦｅ系合金からなる軟磁性成形体を提供すること。【解決手段】溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な薄帯を製造する工程、そして該薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱する工程により軟磁性成形体を製造する。【選択図】        図１
2006040906.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な薄帯を製造する工程、そして該薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱する工程を含むことを特徴とする軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２】
薄帯が、非晶質中に平均粒径が４５ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織からなる請求項１に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項３】
薄帯を厚さ５〜１００μｍを持つように製造する請求項１もしくは２に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項４】
薄帯を加熱する前に、巻回、打抜き、エッチング、表面研磨及びスリット加工のうちの一もしくは二以上の加工を行なう請求項１乃至３のうちのいずれかの項に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項５】
Ｆｅ基合金組成物が、０．５〜２５原子％のＢ及び１．５原子％以下の量のＣｕを含む請求項１乃至４のうちのいずれかの項に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項６】
Ｆｅ基合金組成物が、さらに５原子％以下の量のＰを含む請求項５に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項７】
Ｆｅ基合金組成物が、次式で表される組成を有することを特徴とする請求項６に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【化１】
2006040906.tif 000005
［但し、Ｍは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、ｈはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦５、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦３、０≦ｈ≦６を満たす数値である。］
【請求項８】
Ｆｅ基合金組成物のｂ、ｃ、ｅがそれぞれ、２≦ｂ≦８、０．５≦ｃ≦１５、０＜ｅ≦１を満たす数値である請求項７に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項９】
Ｆｅ基合金組成物が、次式で表される組成を有することを特徴とする請求項６に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【化２】
2006040906.tif 000006
［但し、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であって、０≦ａ≦０．０５、４≦ｂ≦７、５≦ｃ≦１２、０＜ｄ≦１．５、０＜ｅ≦０．５である。］
【請求項１０】
薄帯の加熱温度が１００〜７００℃の温度範囲にある請求項１乃至９のいずれかの項に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項１１】
溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な、軟磁性成形体製造用の薄帯の製造方法。
【請求項１２】
非晶質中に平均粒径が４５ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有する請求項１１に記載の薄帯の製造方法。
【請求項１３】
厚さ５〜１００μｍの薄帯を製造する請求項１１もしくは１２に記載の薄帯の製造方法。
【請求項１４】
Ｆｅ基合金組成物が、０．５〜２５原子％のＢ及び１．５原子％以下の量のＣｕを含む請求項１１乃至１３のうちのいずれかの項に記載の薄帯の製造方法。
【請求項１５】
Ｆｅ基合金組成物が、さらに５原子％以下の量のＰを含む請求項１４に記載の薄帯の製造方法。
【請求項１６】
Ｆｅ基合金組成物が、次式で表される組成を有することを特徴とする請求項１５に記載の薄帯の製造方法。
【化３】
2006040906.tif 000007
［但し、Ｍは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、ｈはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦５、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦３、０≦ｈ≦６を満たす数値である。］
【請求項１７】
Ｆｅ基合金組成物のｂ、ｃ、ｅがそれぞれ、２≦ｂ≦８、０．５≦ｃ≦１５、０＜ｅ≦１を満たす数値である請求項１６に記載の薄帯の製造方法。
【請求項１８】
Ｆｅ基合金組成物が、次式で表される組成を有することを特徴とする請求項１５に記載の薄帯の製造方法。
【化４】
2006040906.tif 000008
［但し、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であって、０≦ａ≦０．０５、４≦ｂ≦７、５≦ｃ≦１２、０＜ｄ≦１．５、０＜ｅ≦０．５である。］
【請求項１９】
非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能なＦｅ基合金組成物薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱することを特徴とする軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２０】
薄帯として、非晶質中に平均粒径が４５ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織からなる薄帯を用いる請求項１９に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２１】
薄帯を厚さ５〜１００μｍを持つ請求項１９もしくは２０に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２２】
加熱される前の薄帯が、巻回、打抜き、エッチング、表面研磨及びスリット加工のうちの一もしくは二以上の加工がなされている請求項１９乃至２１のうちのいずれかの項に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２３】
Ｆｅ基合金組成物が、０．５〜２５原子％のＢ及び１．５原子％以下の量のＣｕを含む請求項１９乃至２２のうちのいずれかの項に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２４】
Ｆｅ基合金組成物が、さらに５原子％以下の量のＰを含む請求項２３に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２５】
Ｆｅ基合金組成物が、次式で表される組成を有することを特徴とする請求項２４に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【化５】
2006040906.tif 000009
［但し、Ｍは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、ｈはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦５、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦３、０≦ｈ≦６を満たす数値である。］
【請求項２６】
Ｆｅ基合金組成物のｂ、ｃ、ｅがそれぞれ、２≦ｂ≦８、０．５≦ｃ≦１５、０＜ｅ≦１を満たす数値である請求項２５に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２７】
Ｆｅ基合金組成物が、次式で表される組成を有することを特徴とする請求項２４に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【化６】
2006040906.tif 000010
［但し、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であって、０≦ａ≦０．０５、４≦ｂ≦７、５≦ｃ≦１２、０＜ｄ≦１．５、０＜ｅ≦０．５である。］
【請求項２８】
薄帯の加熱温度が１００〜７００℃の温度範囲にある請求項１９乃至２７のいずれかの項に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【請求項２９】
周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上、そして周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下であるＦｅ基合金組成の軟磁性成形体。
【請求項３０】
Ｆｅ基合金組成が、主要量のＦｅに加えて、０．５〜２５原子％のＢ及び１．５原子％以下の量のＣｕを含む請求項２９に記載の軟磁性成形体。
【請求項３１】
Ｆｅ基合金組成が、さらに５原子％以下の量のＰを含む請求項３０に記載の軟磁性成形体。
【請求項３２】
Ｆｅ基合金組成が次式で表される組成を有する請求項３１に記載の軟磁性成形体。
【化７】
2006040906.tif 000011
［但し、Ｍは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、ｈはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦５、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦３、０≦ｈ≦６を満たす数値である。］
【請求項３３】
ｂ、ｃ、ｅがそれぞれ、２≦ｂ≦８、０．５≦ｃ≦１５、０＜ｅ≦１を満たす数値である請求項３２に記載の軟磁性成形体。
【請求項３４】
Ｆｅ基合金組成が次式で表される組成を有する請求項３１に記載の軟磁性成形体の製造方法。
【化８】
2006040906.tif 000012
［但し、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であって、０≦ａ≦０．０５、４≦ｂ≦７、５≦ｃ≦１２、０＜ｄ≦１．５、０＜ｅ≦０．５である。］
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種トランス、チョークコイル、モーター等の電気製品の磁性材料として広く用いられる軟磁性合金に関するものであり、特に高透磁率かつ高飽和磁束密度を示すＦｅ基磁性合金組成の軟磁性成形体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
各種トランス、チョークコイル、モーター等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求される諸特性は、低保磁力であることに加え、飽和磁束密度が高いこと、透磁率が高いこと、加工性が良いことなどである。工業材料の観点からは安価でかつ製造が容易であることも必須である。
【０００３】
従来、前述の用途に対しては、センダスト、パーマロイ、けい素銅等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基及びＣｏ基の非晶質合金が非晶質合金を熱処理することにより作製されるナノ結晶合金も使用されるようになってきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
小型トランス、チョークコイルの場合、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必要あるため、より高性能な磁性材料が望まれている。
さらに、昨今の地球温暖化対策の観点から商品周波数で用いられる電力、柱上トランス等では、１．４Ｔ以上の飽和磁束密度と低磁心損失が求められている。ところが、前記のセンダストは、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度は約１．１Ｔと低い欠点があり、パーマロイも同様に軟磁気特性に優れる組成においては、飽和磁束密度が約０．８Ｔと低い欠点があり、けい素銅は飽和磁束密度が高いものの軟磁気特性に劣る欠点がある。
【０００５】
一方、非晶質合金において、Ｃｏ基合金は軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１．０Ｔ程度と低く不十分である。また、これまでに知られているＦｅ基非晶質合金は、組成によっては飽和磁束密度が高く、１．５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、飽和磁束密度の高い組成系のものは磁気特性が不十分である。
【０００６】
ところで、これら従来の磁性材料が有する磁気特性と実用的な磁気装置が要求する磁気特性の関係を見ると、トランスにおいては、商用周波数から数１０ｋＨｚで用いられるものは、扱う電力が大きい場合が多く、それらに用いられるコア材の飽和磁束密度はできるだけ大きいことが望まれる。
【０００７】
例えば、近年、柱上トランスなどにおいては、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上であることが必要とされ、実際には、１．５Ｔ以上の飽和磁束密度を有するけい素銅、あるいは１．３Ｔ以上の飽和磁束密度を有するＦｅ基非晶質合金などが、満足ではない透磁率を有するにもかかわらず用いられている。
【０００８】
このような場合、コア材を構成する磁性材料の透磁率が高いと、トランスとしての効率が良くなり、特に１００００以上の透磁率が得られるとそのメリットが著しくなるが、１．４Ｔ以上の透磁率を有する実用磁性材料は見あたらないのが実状である。
【０００９】
また、通常の軟磁性材料が用いられるのは、周知の如く数Ｈｚ〜数１００Ｈｚの周波数帯域であるが、この範囲において高い飽和磁束密度と透磁率を同時に実現できる軟磁性材料が得られるならば、トランス等の磁気部品を小型化及び低ロス化できることは周知のことである。即ち、軟磁性材料の飽和磁束密度が高くなれば、その分だけ磁束が多くなり、結果として磁気部品の体積を小型にできるのである。更に、磁気部品のロスの大半は熱として外部に放出されるので、他の機器や部品との間隔をあけたりする工夫が一般に必要とされるが、これが磁気部品を備えた磁気装置全体の小型化への大きな障害をなっていた。従って、磁気部品を小型化すれば上述の問題を解決することができ、結果として磁気装置全体を小型化することが可能になる。
【００１０】
ところが、従来の軟磁性材料は、前述した通り、高い飽和磁束密度を有するものは透磁率が低くなる傾向にあり、具体的には、実用的なＦｅ基非晶質合金において飽和磁束密度を１．３〜１．５Ｔとすると、透磁率１００００を割って９０００程度になる傾向があり、実用的なＣｏ基非晶質合金において透磁率１００００以上とすると、１．０Ｔを割る傾向にある。
【００１１】
近年、Ｆｅ基アモルファス相を加熱し結晶化することにより優れた磁気特性をもつナノ結晶合金が見出されているが、このナノ結晶合金の製造に際しては液体急冷法によりアモルファス単相を得ることが必須である。そのため合金組成は、アモルファス形成元素を多量に含む必要が有り、必然的にＦｅ濃度が制限されるため、得られる磁性材料の飽和磁束密度に限界がある。合金組成が、限界以上のＦｅを含む場合には液体急冷による得られたアモルファス相に結晶相が混じり、材料が脆化し、加工性が著しく悪くなり、同時に軟磁気特性も著しく劣化するという問題がある。
【００１２】
一方、アモルファス形成元素としてＺｒ、Ｎｂ、Ｔａなどを多量に用いた合金系では、材料製造時に雰囲気中の酸素ガス濃度を低く制御することが必須であるため、真空装置を備えた装置で材料製造されるため、高価となり、工業的応用がむずかしい。
【００１３】
従って、前述したような高飽和磁束密度と高透磁率を兼ね備え、かつ、熱安定性を有し、さらには安価で製造が容易な実用的な磁性材料が望まれている。
【００１４】
従って、本発明の目的は１．４Ｔ以上の高飽和磁束密度と１００００以上の高透磁率を兼ね備え、かつ安価で製造が容易なＦｅ系合金からなる軟磁性成形体を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下（特に４５ｎｍ以下）の微細なα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な、厚みが５〜１００μｍ、特に５〜５０μｍの薄帯を製造する工程、そして該薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱して、微細なα−Ｆｅ結晶相を成長させる工程を含むことを特徴とする軟磁性成形体の製造方法にある。
【００１６】
本発明はまた、溶融状態にあるＦｅ基合金組成物を急冷凝固させて、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下（特に４５ｎｍ以下）のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能な、軟磁性成形体製造用の薄帯の製造方法にもある。
【００１７】
本発明はまた、非晶質相中に平均粒径が５０ｎｍ以下（特に４５ｎｍ以下）のα−Ｆｅ結晶相が分散された混相組織を有し、１８０゜折曲げが可能なＦｅ基合金組成物薄帯をα−Ｆｅ結晶相の結晶化温度より高い温度に加熱することを特徴とする軟磁性成形体の製造方法にもある。
【００１８】
本発明はまた、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上（特に、１５０００以上）、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上（特に、１．５Ｔ以上）、そして周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下（特に０．１４Ｗ／ｋｇ以下）であるＦｅ基合金組成の軟磁性成形体にもある。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明の軟磁性成形体は、Ｆｅ基合金組成物の溶融金属を薄帯状に急冷凝固させて、該薄帯に高じん性を有する平均結晶粒径が５０ｎｍ以下のα−Ｆｅ結晶相と非晶質との混相組織を形成させる工程と、必要に応じてこの工程で得られた薄帯をものを、巻回、打抜き、エッチング、表面研磨及びスリット加工などの加工処理の一もしくは二以上を施した後、該Ｆｅ基合金組成物の結晶化温度以上に熱処理する工程とによって得ることができる。
【００２０】
溶融金属の急冷凝固により形成される薄帯中のα−Ｆｅ結晶相の平均結晶粒径が５０ｎｍを超えると薄帯のじん性が低下し、以後の巻回などの加工が困難になる。
【００２１】
本発明で用いる材料であるＦｅ基の合金組成物は、非晶質形成元素を含むことが必須である。Ｂ（ホウ素）は典型的な非晶質形成元素であり、本発明材料の非晶質相形成能を高める効果、及び前記熱処理工程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えられる。しかしＢを大量に含むと、材料のＦｅ濃度が低下するために飽和磁束密度が低下する、あるいは熱処理後にＦｅの硼化物を形成する傾向が現れて、形成される軟磁性成形体の磁気特性劣化の一因となるため好ましくない。そのため、本発明材料において好ましいＢの含有量は０．５〜２５原子％、より好ましくは０．５〜１５原子％である。また、製造が容易でかつより優れた磁気特性を示す材料を得るためには、Ｂの含有量は５〜１２原子％であるのが好ましい。
【００２２】
Ｃｕ（銅）は急冷時に生成するα−Ｆｅ結晶相の粒径を微細化する効果があると考えられ、急冷状態で高じん性を示す材料を得やすくする作用がある。しかしＣｕの含有量が多くなると急冷状態で非晶質相中にＣｕ結晶が生成し、材料のじん性が低下する。そのため本発明材料において好ましいＣｕの含有量は、１．５原子％以下である。また、より優れた磁気特性を示す材料を得るために好ましいＣｕの含有量は１原子％以下、より好ましくは０．５原子％以下である。
【００２３】
ＰもＢと同様に、本発明材料の非晶質形成能を更に高める効果、及び前記熱処理工程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えられる。またＢとＰを同時に含むことにより非晶質形成能が更に向上し、より高Ｆｅ濃度の非晶質相とα−Ｆｅ結晶相との混相組織が得やすくなると考えられ、Ｐを含むことがより好ましいと考えられる。しかしＰを大量に含むとＦｅ濃度の低下及び飽和磁束密度の低下を招くので好ましくない。そのため本発明材料において好ましいＰの含有量は５原子％以下である。また、より優れた磁気特性を示す材料を得るためには、Ｐの含有量は１．５原子％以下であるのが好ましい。
【００２４】
本発明を種々のトランス、チョークコイル、モーター等などの磁気部品の磁心材料として使用する場合、これら磁気部品の高性能化、小型化、高効率化のためには、高透磁率、高飽和磁束密度及び低磁心損失を有する必要がある。具来的には、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上、及び飽和磁束密度１．４Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。
上記の磁気特性を実現するためには、Ｂ，Ｐ，Ｃｕを必須元素として含むＦｅ基合金で、次式で表される組成を有することが好ましい。
【００２５】
【化９】
(Ｆｅ1-aＭa)100-b-c-d-e-f-g-hＭ’bＢcＰdＣｕeＭ”fＭ'"gＸh
【００２６】
［但し、Ｍは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であって、
ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、ｈはそれぞれ、０≦ａ≦０．５、０≦ｂ≦１０、０．５≦ｃ≦２５、０＜ｄ≦５、０＜ｅ≦１．５、０≦ｆ≦２、０≦ｇ≦３、０≦ｈ≦６を満たす数値である。］
【００２７】
上記の式でＭは、Ｃｏ，Ｎｉのいずれか一方または両方であり、これらの元素を含むことにより材料の磁歪を調整したり、あるいは磁場中熱処理などの手法で誘導磁気異方性を付与するなどで用途に合わせた磁化曲線を実現することができる。しかしこれらの元素を多量に含むと、磁歪が極端に増加して磁気特性の劣化を招くため、好ましくは０＜ａ＜０．５の範囲、より好ましくは０＜ａ＜０．０５の範囲である。
【００２８】
Ｍ’は、Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であり、これらの元素は高い非晶質形成能を持つため、材料のＦｅ濃度を高めて飽和磁束密度を高めるのに有効な元素である。しかしこれらの元素を大量に含むと、熱処理後に磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相が生成しやすくなるため、１０原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。また、より優れた磁気特性を示す材料を得るためには、好ましくは２〜８原子％の範囲、より好ましくは４〜７原子％の範囲で添加するのが望ましい。
【００２９】
Ｍ”はＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，希土類元素，Ａｕ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ，Ａｇからなる群から選ばれた１種又は２種以上の元素であり、これらは材料の耐食性や耐磨耗性を向上させる、磁歪を調整する、α−Ｆｅ相の結晶粒径を微細化させる等の効果を有する。しかしこれらの元素の含有量が増加すると飽和磁束密度の低下を招くので、２原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００３０】
Ｍ'"はＣ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ａｓ，Ｂｅからなる群から選ばれる一種または二種以上の元素であり、これらの元素は非晶質化に有効な元素であり、Ｂ，Ｐ等と共に添加することにより合金の非晶質化を助けると共に、磁歪を調整する等の効果を有する。しかしこれらの元素の含有量が増加すると飽和磁束密度の低下を招くので、３原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００３１】
ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか一方又は両方であり、これらは一般に良く知られている非晶質形成元素であり、Ｂ，Ｐ等と共に添加することにより合金の非晶質形成能を高める作用がある。また、これらの元素は熱処理後にα−Ｆｅ相に固溶して、結晶相の磁気異方性や磁歪を調節して磁気特性を改善する効果も有する。しかしこれらの元素の含有量が増加すると飽和磁束密度の低下を招くので、６原子％以下の範囲で添加するのが好ましい。
【００３２】
従って、本発明の軟磁性成形体の形成に用いるＦｅ基合金組成物は、下記の組成式で表わされる合金材料であることが好ましい。
【００３３】
【化１０】
(Ｆｅ1-aＭa)100-b-c-d-eＭ’bＢcＰdＣｕe
【００３４】
［但し、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか一方又は両方であり、Ｍ’はＮｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏからなる群から選ばれる一種又は二種以上の元素であって、０≦ａ≦０．０５、４≦ｂ≦７、５≦ｃ≦１２、０＜ｄ≦１．５、０＜ｅ≦０．５である。］
【００３５】
その他、Ｈ，Ｎ，Ｏ，Ｓ等の不可避不純物については、所望の特性が劣化しない程度に含有していても、本発明の材料組成と同一と見なすことができるのは勿論である。
【００３６】
本発明の軟磁性成形体は、前述のように、一旦、溶融状態にあるＦｅ基合金組成物の急速冷却により、非晶質体中に微細なＦｅ−結晶相（微細ｂｃｃＦｅ結晶相）が分散された薄帯を成形したのち、必要に応じて、巻回などの加工処理を施した後、該Ｆｅ基合金組成物の結晶化温度よりも高い温度に薄帯を加熱して、結晶相を成長させて製造する。溶融合金の急速冷却は、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法等を利用して実施する。
【００３７】
薄帯もしくはその加工物中の微細Ｆｅ−結晶相の成長のための熱処理は、通常は１００〜７００℃の温度範囲内で行なう。この熱処理は通常、真空中または水素ガス、窒素ガス、アルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中においても行われる。また場合によっては大気中で行っても良い。また磁場中あるいは応力下で熱処理を行い、磁気特性を調整することもできる。
【００３８】
以下本発明を実施例に従ってさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００３９】
【実施例】
下記の実施例に示す合金は、単ロール液体急冷法により作製した。すなわち、一つの回転している銅製ロール上におかれたノズル先端のスリットより、溶融金属を、アルゴンガスの圧力により、上記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯を得る。ロール及びノズルは真空容器中に収められている。薄帯作製時にはあらかじめ容器内を真空引き後、アルゴンガスを導入して行った。ロールの周速度は３０〜４０ｍ／秒とした。以上の様に作製した薄帯の厚さは約２０ｍｍであった。急冷状態の薄帯の構造はＸ回折法を用いて調べた。また薄帯のじん性を、薄帯を１８０゜折り曲げる密着曲げの可否（１８０゜折り曲げても薄帯が破壊しない場合を、密着曲げ可能と表す）で調べた。
【００４０】
［実施例１］
本発明に従ってＦｅ合金組成物を急冷したのちの状態におけるＦｅ−微細結晶相が分散された非晶質相からなる薄帯の内部構造について、Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9及びＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ9Ｃｕ0.1合金を例にとって説明する。
【００４１】
第１図は、Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9及びＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ9Ｃｕ0.1合金の急冷状態でのＸ線回折図形である。Ｘ線回折図形は非晶質相に特有のハローな回折図形上に、○で示したα−Ｆｅ結晶相に特有の鋭い回折ピークが見られ、薄帯は非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かる。α−Ｆｅ結晶相の回折ピークの半値幅からシェラーの式を用いてα−Ｆｅ結晶相の粒径を見積もると、Ｆｅ85Ｎｂ6Ｂ9合金においては約４０ｎｍであった。Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ9Ｃｕ0.1においては、α−Ｆｅ結晶相の回折ピークの強度が非常に低いため粒径を求めることができなかったが、ピークの半値幅は非常に広く、粒径は１０ｎｍ以下程度に微細化していると判断される。すなわち、０．１原子％のＣｕを添加することにより、急冷状態でのα−Ｆｅ結晶相の粒径が微細化すると言える。また、この二つの合金はいずれも急冷状態で密着曲げが可能であり、高いじん性を有していた。
【００４２】
［実施例２］
実施例として作製した薄帯の合金組成、薄帯の板厚、急冷状態における構造、及び密着曲げの可否を第１表に示す。Ｎｏ．１〜１０の試料では、Ｘ線回折図形から急冷状態で非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かった。α−Ｆｅ結晶相の回折ピークからα−Ｆｅ結晶相の粒径を見積もると、約３０〜４０ｎｍであった。なおＮｏ．３，８及び１０の試料では、α−Ｆｅ結晶相の回折ピークの強度が非常に低いため正確な粒径を求めることができなかったが、ピークの半値幅は非常に広く、粒径は１０ｎｍ以下程度に微細化していると判断される。Ｎｏ．１〜１０の試料はいずれも密着曲げが可能であり、高いじん性を有していた。
【００４３】
【表１】
2006040906.tif 000003
【００４４】
［実施例３］
実施例２において作製した薄帯を用いて内径約５ｍｍ、外径約６ｍｍの巻磁心を形成し、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った。熱処理後の巻磁心に巻き線を施し、透磁率（ｍ）とＢ−Ｈ曲線、磁心損失を測定した。透磁率の測定は印加磁界５  ｍＯｅ、周波数１ｋＨｚとした。飽和磁束密度（Ｂｓ）は最大磁界１０ Ｏｅ、周波数１０Ｈｚにおける交流磁化曲線から算出した。磁心損失の測定は、最大磁束密度１．４Ｔ、周波数５０Ｈｚで行った。透磁率、飽和磁束密度、磁心損失の測定結果を第２表に示す。
【００４５】
【表２】
2006040906.tif 000004
【００４６】
第２表の結果から、本発明合金は熱処理後において、周波数１ｋＨｚにおける透磁率が１００００以上、飽和磁束密度が１．４Ｔ以上、かつ最大磁束密度１．４Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける磁心損失が０．１５Ｗ／ｋｇ以下であることが確認された。
【００４７】
［実施例４］
Ｎｂ含有量が６原子％、Ｂ含有量が８〜１５原子％、Ｐ含有量が０又は１原子％、Ｃｕ含有量が０〜１原子％、残部がＦｅからなる合金薄帯を作製し、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った後の１ｋＨｚにおける透磁率を測定した。これらの合金の透磁率の、Ｂ含有量及びＢ＋Ｐ含有量に対しての変化を第２図及び第３図に示す。Ｎｂ含有量が６原子％の場合、急冷状態で非晶質とα−Ｆｅ結晶の混相状態は、Ｂ＋Ｐ含有量が１０．５ 原子％以下で得られた。第２図より、Ｐを含まない合金においては、１００００以上の高い透磁率が８〜１５原子％のＢ含有量で、更に２００００以上のより優れた透磁率が９〜１２原子％のＢ含有量で得られることが分かる。
【００４８】
また第３図より、Ｐを１原子％含む合金においては、１００００以上の高い透磁率が８原子％以上のＢ＋Ｐ含有量、即ち７原子％以上のＢ含有量で、更に２００００以上のより優れた透磁率が９原子％以上のＢ＋Ｐ含有量、即ち８原子％以上のＢ含有量で得られることが分かる。
【００４９】
高い非晶質形成能を持つ、Ｎｂの含有量がより多い合金、あるいはＮｂよりも高い非晶質形成能を持つＺｒ，Ｈｆを含む合金では、より低いＢ濃度でも非晶質相が安定して生成するため高い透磁率が得られると考えられる。逆にＮｂの含有量がより少ない合金、あるいはＮｂよりも低い非晶質形成能を持つＷ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏを含む合金では、より高いＢ濃度でも非晶質非晶質とα−Ｆｅ結晶の混相状態が得られると考えられる。１５原子％を超えるＢ濃度で磁気特性が劣化するのは、主として熱処理後にＦｅの硼化物が形成されることよると考えられるため、本発明においてはＢの含有量を０．５〜１５原子％とすることにより、磁気特性を向上させることができると言える。またＮｂよりも非晶質形成能の高いＺｒ，Ｈｆ等を含む合金では、より低いＢ含有量でも高い非晶質形成能と優れた磁気特性が得られることを考慮すると、本発明においてＢの含有量を５〜１２原子％にすることにより、特に優れた磁気特性が得られるものと考えられる。
【００５０】
［実施例５］
合金組成Ｆｅ84−xＮｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕxにおいて、ｘの値を変化させた場合の合金薄帯の急冷状態でのＸ線回折図形を第４図に示す。Ｘ線回折図形は非晶質相に特有のハローな回折図形上に、○で示したα−Ｆｅ結晶相に特有の鋭い回折ピークが見られ、薄帯は非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かる。なお、Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕ0.1においては、α−Ｆｅ結晶相の粒径が１０ｎｍ以下程度に微細化しているため、α−Ｆｅ結晶相のピークは非常に小さくはっきりとは確認できない。これらの薄帯の、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った後の１ｋＨｚにおける透磁率のＣｕ含有量に対する変化を第５図に示す。
【００５１】
第５図から、Ｃｕ含有量を１原子％以下にすることにより、１００００以上の高い透磁率が得られることが分かる。更にＣｕ含有量を０．５原子％以下とすることにより、１７０００以上のより良好な透磁率が得られることが分かる。即ち本発明においは、Ｃｕの含有量を１原子％以下、より好ましくは０．５原子％以下にすることにより、磁気特性を更に向上させることが可能である。
【００５２】
［実施例５］
実施例１において作製したＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｃｕ0.1合金薄帯、実施例２において作製したＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕ0.1 （Ｎｏ．３）合金薄帯と、新たに作製したＦｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8.5Ｐ0.5Ｃｕ0.1，Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ7.5Ｐ1.5Ｃｕ0.1，Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ7Ｐ2Ｃｕ0.1合金薄帯金薄帯の急冷状態でのＸ線回折図形を第６図に示す。Ｘ線回折図形は非晶質相に特有のハローな回折図形上に、○で示したα−Ｆｅ結晶相に特有の鋭い回折ピークが見られ、薄帯は非晶質相とα−Ｆｅ結晶相の混相であることが分かる。Ｆｅ84.9Ｎｂ6Ｂ8Ｐ1Ｃｕ0.1においては前記のとおり、α−Ｆｅ結晶相の粒径が微細化しているため、α−Ｆｅ結晶相のピークは非常に小さくはっきりとは確認できない。これらの薄帯の、真空中で６５０℃、５分間の熱処理を行った後の１ｋＨｚにおける透磁率のＰ含有量に対する変化を第７図に示す。
【００５３】
第７図から、いずれの合金においても１００００以上の高い透磁率が得られることが分かる。更にＰ含有量を１．５原子％以下とすることにより、１９０００以上のより良好な透磁率が得られることが分かる。即ち、Ｐの含有量を１．５原子％以下にすることにより、磁気特性を更に向上させることが可能である。
【００５４】
【発明の効果】
本発明によれば、従来の実用合金では兼ね備えることができなかった、１．４Ｔ以上の高飽和磁束密度と１００００以上の高透磁率、さらには周波数５０Ｈｚにおける０．１５Ｗ／ｋｇ以下の低磁心損失を兼備した軟磁性成形体を得ることができる。従って、本発明の軟磁性成形体はより一層の小型化、高性能化、高効率化が望まれているトランスやチョークコイル、モーターなどの磁心用材料として好適である。また、本発明の軟磁性成形体製造用の薄帯は、高いじん性を示すため、良好な加工性をも有しており、工業的応用は容易であり、その効果は著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明材料に従うＦｅ合金組成物の急冷状態でのＸ線回折図形の例である。
【図２】Ｐを含まないＦｅ合金組成物の、熱処理後の透磁率のＢ含有量に対する変化の例である。
【図３】Ｐを１原子％含むＦｅ合金組成物の、熱処理後の透磁率のＢ＋Ｐ含有量に対する変化の例である。
【図４】本発明に従うＦｅ合金組成物のＸ線回折図形の、Ｃｕ含有量に対する変化の例である。
【図５】本発明に従うＦｅ合金組成物の熱処理後の透磁率のＣｕ含有量に対する変化の例である。
【図６】本発明に従うＦｅ合金組成物のＸ線回折図形の、Ｐ含有量に対する変化の例である。
【図７】本発明に従うＦｅ合金組成物の熱処理後の透磁率のＰ含有量に対する変化の例である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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