(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上からなる元素ＭとＢを含む下記組成式からなる金属の溶湯を冷却体に射出し急冷して得られた非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を少なくとも備え、
前記熱処理を施す際の昇温速度を０．６７℃／秒以下とし、前記熱処理を施す際の保持時間を０分とすることを特徴とする軟磁性合金の製造方法。
（Ｆｅ１００−ａＣｏａ）ｂＢｘＭｙＣｕｄ
但し、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｄは、０≦ａ≦１０、７５≦ｂ≦９３原子％、０.５≦ｘ≦１８原子％、４≦ｙ≦９原子％、０＜ｄ≦４.５原子％以下である。
【請求項２】
前記熱処理を施す際の保持温度を４８０〜８１０℃とすることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性合金の製造方法。
【請求項３】
前記誘導磁気異方性付与後の異方性エネルギー（Ｋｕ）が２０〜２００Ｊ／ｍ３であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の軟磁性合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等の磁気デバイスに使用される軟磁性合金の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、磁気ヘッドのコアやパルスモータの磁心あるいはトランスやチョークコイルなどの磁気デバイスに用いられている軟磁性合金に要求される特性は、飽和磁束密度が高いこと、透磁率が高いこと、低保磁力であること、薄い形状が得やすいこと、低磁歪であること、適度な磁気異方性エネルギーを付与できること、角型比（Ｉr／Ｉs）を制御できること、磁区構造を制御できることなどである。従って軟磁性合金の開発においては、これらの観点から種々の合金系において材料研究がなされている。
従来、上述の用途に用いられる材料として、センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、特に最近では、Ｆｅ系やＣｏ系の非晶質合金も使用されるようになってきている。
【０００３】
ところで、軟磁性合金を種々の磁気デバイスに利用するにあたっては、薄帯状とされた軟磁性合金がよく用いられる。そのような軟磁性合金薄帯を製造するには、圧延に代るものとして、溶融した合金を高速に回転する冷却体に吹付けることにより急冷して得る方法が知られている。そして、そのような溶融した合金を急冷して製造した非晶質合金薄帯においては、例えば特公平４−４３９３号公報に記載されているように非晶質合金合金薄帯を真空中または窒素等の不活性ガス雰囲気中において一定時間保持することにより熱処理を施すことにより、急冷時には非晶質であった軟磁性合金に結晶相を生成させることが行われており、これにより高い飽和磁束密度と透磁率を有する優れた軟磁気特性を示し、耐摩耗性にも優れた軟磁性合金が得られる。また、上述のような軟磁性合金薄帯において磁気異方性は、熱処理を磁場中で行うことに付与されており、磁気特性の制御は熱処理時の保持時間を変更することにより行われていた。
【０００４】
また、磁気デバイスに利用される軟磁性合金のその他の例としては、特願平４−２２６２５７号公報に記載されているＣｏ−Ｔａ−Ｈｆ系のアモルファス軟磁性合金が知られており、このアモルファス軟磁性合金の製法としては、スパッタ法によりＣｏ−Ｔａ−Ｈｆ系のアモルファス合金薄膜を成膜した後、熱処理することにより、フェライトと同じ程度の飽和磁束密度を有しながらも、非常に高い透磁率を有し、かつ磁歪は殆ど０に近く、耐熱性に優れたアモルファス軟磁性合金を得ることができる。また、このようなアモルファス軟磁性合金において、磁気異方性は静磁場中で熱処理を行うことにより付与されており、磁気特性の制御は、熱処理時の降温速度を調整することにより行われていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら上述のような従来法においては、優れた磁気特性を有する軟磁性合金が得られるものの、機器の小型化、高性能化、量産化に対応するために、より高性能の軟磁性材料、特に、作製する磁気デバイスに応じた異方性ネルギーを有する軟磁性合金をより生産性良く製造できる方法の開発が望まれているが、従来の軟磁性合金の製造方法においては異方性エネルギーの制御が困難であることから、軟磁性合金に付与された異方性エネルギーは殆ど同じ値であり、用途も限られてしまうという問題があった。
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、異方性エネルギーの制御を可能にして用途に応じた異方性エネルギーを付与でき、しかも生産性を向上できる軟磁性合金の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｆｅを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上からなる元素ＭとＢを含む下記組成式からなる金属の溶湯を冷却体に射出し急冷して得られた非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を少なくとも備え、前記熱処理を施す際の昇温速度を０．６７℃／秒以下とし、前記熱処理を施す際の保持時間を０分とすることを特徴とする軟磁性合金の製造方法を上記課題の解決手段とした。
（Ｆｅ１００−ａＣｏａ）ｂＢｘＭｙＣｕｄ
但し、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｄは、０≦ａ≦１０、７５≦ｂ≦９３原子％、０.５≦ｘ≦１８原子％、４≦ｙ≦９原子％、０＜ｄ≦４.５原子％以下である。
上記熱処理を施す際の保持温度は、４８０〜８１０℃とすることが好ましい。
上記誘導磁気異方性付与後の異方性エネルギー（Ｋｕ）は、２０〜２００Ｊ／ｍ３の範囲内の値のものが得られる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳しく説明する。
本発明の製造方法により軟磁性合金を製造するには、まずＦｅを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上の金属元素からなる元素ＭとＢを含む金属溶湯を急冷して非晶質合金薄帯を生成する。この合金薄帯の製造方法は、例えば金属溶湯を高速回転している冷却ロール等の移動する冷却体に射出するなどの周知の方法を用いることができる。
【０００８】
続いて、生成された非晶質合金薄帯に熱処理を施す。ここで熱処理を施すにあたっては、図１に示すように非晶質合金薄帯を室温から結晶化温度以上の所定温度（保持温度）まで昇温し、ついで所定温度（保持温度）で所定時間保持した後、空冷等により降温するが、このとき、誘導磁気異方性を付与するために少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与する。
【０００９】
本発明において熱処理する際に少なくとも昇温時に静磁場中で行うのは、磁気異方性の起源は異なった種類の原子が異方的に配列するためであり、異方性を誘導するには原子の再配列が必要であり、原子の再配列を伴う結晶化の際に異方性が誘導されやすからである。このような理由により本発明の製造方法では、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理を行えばよいが、昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程を静磁場中で行ってもよいし、昇温時と保持時を静磁場中で行ってもよい。また、非晶質合金薄帯に印加する静磁場の方向は、特に限定されず、横磁界でも、縦磁界でもよく、目的とする角型比等に応じて変更可能である。
本発明において熱処理する際に昇温速度を調整するのは、異方性の誘導に必要な原子の再配列は、結晶化の再に最も生じやすいため、非晶質合金薄帯の結晶化温度を通過する際の昇温速度を制御することにより、原子の再配列の程度を制御することができるためである。従って、熱処理する際の昇温速度を調整することにより、軟磁性合金が用途に応じた異方性エネルギー（Ｋu）を有するように誘導磁気異方性を制御することができる。
【００１０】
熱処理を施す際の昇温速度は、０．５゜Ｃ／秒以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２゜Ｃ／秒以下である。昇温速度が０．５゜Ｃ／秒を超えると昇温速度を変更しても異方性エネルギー（Ｋu）の値は殆ど一定であり、また、その値も低いので、異方性エネルギーの制御が困難で用途に応じた異方性エネルギーを軟磁性合金に付与することができない。ただし、Ｆｅの一部をＣｏに置換した場合、大きな異方性エネルギーが得られるため、昇温速度は０．６７゜Ｃ／秒以下の範囲としても良い。
【００１１】
熱処理により平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の合金薄帯は非晶質を主体とする組織となっており、これを加熱して昇温させると、ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以下の、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ（体心立方構造）結晶粒からなる微結晶相が析出するからである。このｂｃｃ構造を有するＦｅ微結晶相が析出する温度は合金の組成によって変化するが、４８０〜５５０℃程度である。またこのｂｃｃ構造を有するＦｅ微結晶相が析出する温度よりも高い温度に達するとＦｅ3Ｂ、あるいは合金にＺｒが含まれる場合にはＦｅ3Ｚｒ等の軟磁気特性を悪化させる化合物相が析出する。このような化合物相が析出する温度は合金の組成によって変化するが、７４０〜８１０℃程度である。したがって、本発明において、非晶質合金薄帯を熱処理する際の保持温度は４８０℃〜８１０℃の範囲で、ｂｃｃ構造を有するＦｅを主成分とする微結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が析出しないように、合金の組成に応じて好ましく設定される。
【００１２】
本発明において、非晶質合金薄帯を上記保持温度に保持する時間は、０から６０分間とすることができ、合金の組成によっては０分、すなわち図２に示すように昇温後直ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする異方性エネルギーが得られるとともに高い透磁率を得ることができる。また特にＣｕおよびＳｉ、殊にＳｉを含まない組成の場合には、１０分以下のさらに短い保持時間で目的とする異方性エネルギーが得られるとともに高い透磁率を得ることができる。
これはＳｉを添加した場合は、ＦｅにＳｉを充分に固溶させる必要があるため、保持時間を長くしなくてはならないためである。ここで保持時間は６０分より長くても構わないが、保持時間を長くしても磁気特性は向上せず、製造時間が長くなって生産性が悪くなるので好ましくない。
【００１３】
上述のような操作により誘導磁気異方性付与後の軟磁性合金の異方性エネルギー（Ｋｕ）は、２０〜２００Ｊ／ｍ3の範囲内のものを得ることができる。
作製する磁気デバイスに応じた異方性エネルギー（Ｋu）や磁気特性の具体例としては、軟磁性合金をコモンモードチョークコイルに用いる場合は、異方性エネルギー（Ｋｕ）が２０〜１５０Ｊ／ｍ3、角型比が約０．１以下であり、可飽和コアに用いる場合は、異方性エネルギー（Ｋｕ）が１０〜３０Ｊ／ｍ3、角型比が約０．９以上である。
【００１４】
本発明の軟磁性合金の製造方法にあっては、非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を備えることにより、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であり、作製する磁気デバイスに応じた適度な異方性エネルギーを付与できるうえ角型比や透磁率などの軟磁気特性が優れた合金を生産性良く製造することができる。
また、本発明の軟磁性合金の製造方法においては、非晶質合金薄帯を熱処理する際の保持時間が短くて済み、また場合によっては保持時間無としても、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であるうえ軟磁気特性が優れた合金が得られるので、製造時間を短縮することができ、生産性を向上させることができる。
【００１５】
本発明による合金が優れた軟磁気特性を示す理由として、析出したｂｃｃ結晶粒の粒径が微細なために従来の結晶質材料において軟磁気特性を劣化させる原因の１つであるとされていた結晶磁気異方性がｂｃｃ粒子間の磁気相互作用により平均化され、みかけの結晶磁気異方性が非常に小さくなるためであると考えられる。
ここで、主体となる結晶粒の平均結晶粒径が３０ｎｍよりも大きいと、結晶磁気異方性の平均化が十分でなく軟磁気特性が劣化するため望ましくない。また、微結晶相が５０％未満であると、粒子間の磁気相互作用が弱まり、軟磁気特性が劣化する為、望ましくない。
【００１６】
本発明の軟磁性合金の製造方法は、Ｆｅを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上からなる元素ＭとＢを含んだ軟磁性合金の製造に好適である。
または、下記の各式で示される組成の軟磁性合金に特に好適である。
ＦｅbＢxＭy
ＦｅbＢxＭyＸZ
ＦｅbＢxＭyＴd
ＦｅbＢxＭyＴdＸZ
但し、Ｔは、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔかなる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、ＸはＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちの１種または２種以上の元素であり、組成比を示すb、x、y、d、zは、７ ５≦b≦９３原子％、０.５≦x≦１８原子％、４≦y≦９原子％、dは４.５原子％以下、zは４原子％以下である。
【００１７】
これらの組成の軟磁性合金においては、Ｆｅの添加量を示すbの値は、９３原 子％以下である。これは、bが９３原子％を超えると液体急冷法によって非晶質 単相を得ることが困難になり、この結果、熱処理してから得られる合金の組織が不均一になって高い透磁率が得られないためである。また、飽和磁束密度（Ｂs）１０ｋＧ以上を得るためには、bが７５原子％以上であることがより好ましいのでbの範囲を７５〜９３原子％とした。またＦｅの一部は、磁歪等の調整のためにＣｏもしくはＮｉで置換してもよく、この場合、好ましくはＦｅの１０％、さらに好ましくは５％以下とするのがよい。この範囲外であると透磁率が劣化する。また、Ｃｏ、Ｎｉを添加すると、より大きな異方性エネルギーが得られるので、大きな異方性エネルギーが必要な場合はＣｏ、Ｎｉを添加することが好まし
い。
【００１８】
また、Ｂには、軟磁性合金の非晶質形成能を高める効果、結晶組織の粗大化を防ぐ効果、および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、本来、α-Ｆｅに対してＺｒ、Ｈｆはほとんど固溶しないが、合金の全 体を急冷して非晶質化することで、ＺｒとＨｆを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりこれら元素の固溶量を調節して一部結晶化し、微細結晶相として析出させることで、得られる軟磁性合金の軟磁気特性を向上させ、合金薄帯の磁歪を小さくできる。また、微結晶相を析出させ、その微結晶相の結晶粒の粗大化を抑制するには、結晶粒成長の障害となり得る非晶質相を粒界に残存させることが必要であると考えられる。
さらに、この粒界非晶質相は、熱処理温度の上昇によってα−Ｆｅから排出されるＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ等のＭ元素を固溶することで軟磁気特性を劣化させる
Ｆｅ−Ｍ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｚｒ（Ｈｆ）系の合金にＢを添加することが重要となる。
Ｂの添加量を示すXが、０.５原子％を下回る場合、粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加効果が得られない。また、Ｂの添加量を示すXが１８原子％を超えると、Ｂ-Ｍ系およびＦｅ-Ｂ系において、ホウ化物の生成傾向が強くなり、この結果、微細結晶組織を得るための熱処理条件が制約され、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このように適切な量のＢを添加することで析出する微細結晶相の平均結晶粒径を３０ｎｍ以下に調整することができる。
【００１９】
また、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを含むことが好ましく、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂの一部は他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのいずれかと置換することができる。また、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうち、Ｈｆは非常に高価な元素であるため、原料コストを考慮すると、Ｚｒ，Ｎｂのいずれかを含むことがより好ましい。
こうしたＭ元素は、比較的遅い拡散種であり、Ｍ元素の添加は、微細結晶核の成長速度を小さくする効果、非晶質形成能を持つと考えられ、組織の微細化に有効である。
しかし、Ｍ元素の添加量を示すyが４原子％を下回る値になると、核成長速度 を小さくする効果が失われ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟磁性が得られない。Ｆｅ-Ｈｆ-Ｂ系合金の場合、Ｈｆ＝５原子％での平均結晶粒径は
１３ｎｍであるのに対してＨｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗大化する。他方、Ｍ元素の添加量を示すyが９原子％を超えると、Ｍ-Ｂ系またはＦｅ-Ｍ系の化合物の生成 傾向が大きくなり、良好な特性が得られない他、液体急冷後の薄帯状合金が脆化し、所定のコア形状等に加工することが困難となる。よって、yの範囲を４〜９ 原子％とした。
中でもＮｂ、Ｍｏ、Ｗは、酸化物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定であり、製造時に酸化しずらいものである。よって、これらの元素を添加している場合は、製造条件が容易で安価に製造することができ、また、製造コストの面でも有利である。これらの元素を添加して上記軟磁性合金を製造する場合に、具体的には、溶湯を急冷する際に使用するるつぼのノズルの先端部に、不活性ガスを部分的に供給しつつ大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することができる。
【００２０】
また、Ｓｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち１種または２種以上（Ｘ）を４原子％以下含有することが好ましい。これらは半金属元素として知られるものであるが、これらの半金属元素はＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶する。それらの元素の含有量が４原子％を超えると磁歪が大きくなるか、飽和磁束密度が低下するか、透磁率が低下するので好ましくない。
これらの元素は、軟磁性合金の電気抵抗を上昇させ、鉄損を低下させる効果があるが、Ａｌは特にその効果が大きい。またＧｅ，Ｇａは結晶粒径を微細化させる効果がある。従ってＳｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち、Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａは添加した効果が特に大きく、Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａの単独添加もしくはＡｌとＧｅ、ＡｌとＧａ、ＧｅとＧａ、ＡｌとＧｅとＧａの複合添加とすることがより好ましい。
【００２１】
更に、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔの１種または２種以上（Ｔ）を４.５原 子％以下含有させると、軟磁気特性が改善される。Ｃｕ等のように、Ｆｅと固溶しない元素を微量添加することにより、組成が揺らぎ、Ｃｕが結晶化の初期段階にクラスターを形成し、相対的にＦｅリッチな領域が生じ、α−Ｆｅの核生成頻度を増加させることができる。また、結晶化温度を示差熱分析法により測定したところ、上記Ｃｕ，Ａｇ等の元素の添加は結晶化温度をやや低めるようである。これは、これらの添加により非晶質中に組成揺らぎが導入され、その結果、非晶質の安定性が低下したことに起因すると考えられる。組成揺らぎを伴った非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領域が多数でき均一核生成するため、得られる組成が微細結晶粒組織となると考えられる。以上の観点からこれらの元素以外の元素でも結晶化温度を低下させる元素には、同様の効果が期待できる。
【００２２】
尚、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、ＣｒやＲｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，Ｉｒ，Ｐｔなどの白金族元素を添加することも可能である。これらの元素は、５原子％よりも多く添加すると、飽和磁束密度の劣化が著しくなるため、添加量は５原子％以下に抑える必要がある。
また、他に、必要に応じてＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｉｎ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｌｉ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ等の元素を添加することで得られる軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。
【００２３】
その他、上記組成系の軟磁性合金において、Ｈ、Ｎ、Ｏ、Ｓ等の不可避的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で用いる軟磁性合金の組成と同一とみなすことができるのは勿論である。
【００２４】
【実施例】
（製造例１）
本発明の範囲内の合金の例としてＦｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成を有する非晶質合金薄帯を製造した。非晶質合金薄帯の製造には図３に示すような製造装置を用いた。
この装置では、チャンバ１０が、冷却ロール３とるつぼ１２を収納する箱状の本体部１３と、この本体部１３に接合された箱状の収納部１４とを具備して構成されている。本体部１３と収納部１４は、それぞれフランジ部１３a,１４aを介 してボルト接合され、本体部１３と収納部１４との接合部分は気密構造にされている。また、チャンバ１０の本体部１３には、真空排気装置に接続された排気管１５が接続されている。
上記冷却ロール３は、チャンバ１０の側壁を貫通する回転軸１１によって支持されており、チャンバ１０の外部に設けられた図示略のモータによって冷却ロール３が回転駆動されるようになっている。
上記るつぼ１２の下端部にはノズル６が設けられており、るつぼ１２の下部には加熱コイル９が設けられ、るつぼ１２の内部に金属溶湯２が収納される。
【００２５】
上記るつぼ１２の上部は、供給管１６を介してＡrガスなどのガス供給源１８ に接続されるとともに、供給管１６には、圧力調節弁１９と電磁弁２０とが組み込まれ、供給管１６において圧力調節弁１９と電磁弁２０との間には圧力計２１が組み込まれている。また、供給管１６には補助管２３が並列的に接続され、補助管２３には圧力調整弁２４と流量調整弁２５と流量計２６が組み込まれている。したがって、ガス供給源１８からるつぼ１２内にＡrなどのガスを供給してノ ズル６から金属溶湯２を冷却ロール３に吹き付けることができるようになっている。また、チャンバ１０の天井部にはＡrガスなどのガス供給源３１が接続管
３２を介して接続され、接続管３２には圧力調節弁３３が組み込まれ、チャンバ１０の内部にＡrガスなどを送れるようになっている。
【００２６】
この製造装置を用いて合金薄帯を製造するには、まずチャンバ１０の内部を真空排気するとともに、このチャンバ１０内にガス供給源３１からＡrガスなどの 非酸化性ガスを送る。また、ガス供給源１８からＡrガスをるつぼ１２の内部に 圧送し、金属溶湯２をノズル６から吹き出すとともに、冷却ロール３を高速回転させる。すると、金属溶湯２は冷却ロール３の頂部から冷却ロール３の表面に沿って押し出され、薄帯４が得られる。
るつぼ１２から金属溶湯２を冷却ロール３に連続的に吹き出して薄帯４を連続製造すると、冷却ロール３から引き出された薄帯４は、チャンバ１０の収納部
１４に収納される。この薄帯４はまだ予熱状態で温度が高いので、この段階で空気に触れると酸化するおそれが高いが、チャンバ１０の内部がＡrガスで満たされているので、チャンバ１０の内部で酸化することはない。
そして、薄帯４の連続製造が終了して収納部１４内に収納されている薄帯４の温度が常温近くまで下がったならば、チャンバ１０の本体部１３と収納部１４とを分離して薄帯４を取り出せばよい。
【００２７】
ついで、得られたＦｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を巻回して作製したトロイダル状の試料（高さ１５ｍｍ、内径１８ｍｍ、外径２８ｍｍ）について静磁場を印加する時期を変更して熱処理を行い、得られた軟磁性合金の異方性エネルギー（Ｋｕ）について調べた。ここでの熱処理条件は、昇温速度０．０３３゜Ｃ／秒、保持温度６００゜Ｃで３０分保持、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場はトロイダル状の試料の面方向（磁化容易軸方向）に垂直磁界（横磁界）を２ｋＯｅ印加した。
【００２８】
その結果、▲１▼昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程に静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは５２Ｊ／ｍ3、▲２▼昇温時のみ静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは４６Ｊ／ｍ3（▲１▼の条件のときのＫｕの値（１００％）に対して８８％）▲３▼保持時のみ静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは１９Ｊ／ｍ3（３７％）、▲４▼降温時のみ静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは１３Ｊ／ｍ3（２５％）であり、昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程に静磁界を印加する▲１▼と、昇温時のみ静磁界を印加する▲２▼の場合が得られる軟磁性合金のＫｕの値が大きいことがわかる。ここでの異方性エネルギーは、▲１▼〜▲４▼の熱処理条件でそれぞれ得られた軟磁性合金の磁化曲線のＢ−Ｈカーブの傾きから求めたものであり、Ｂ−Ｈカーブの傾きが大きい程異方性エネルギーも大きくなる。
【００２９】
次に、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料に熱処理する際に昇温時と保持時と降温時に印加する静磁場の方向および磁界の強さと磁化曲線との関係について調べた。なお、熱処理時に印加する静磁界の方向および磁界の強さ以外の熱処理条件は、昇温速度０．０３３゜Ｃ／秒、保持温度６００゜Ｃで３０分保持、降温速度０．６゜Ｃ／秒であった。その結果を図４〜図６に示す。図４は、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成のトロイダル状の試料を熱処理する際、磁路に垂直な方向に１６０ｋＡ／ｍの垂直磁界（横磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。図５は、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成のトロイダル状の試料を熱処理する際、磁界を印加することなしに熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。図６は、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成のトロイダル状の試料を熱処理する際、磁路に平行な方向に８０Ａ／ｍの平行磁界（縦磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
図４〜図６から非晶質合金薄帯を熱処理する際に昇温時と保持時と降温時に印加する静磁場の方向および磁界の強さを変更することにより、異なるＢ−Ｈ曲線を得ることができるので、作製するデバイスに応じて角型比、異方性エネルギーを制御できることがわかる。
【００３０】
次に、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際に保持温度６００゜Ｃで３０分保持した合金と、保持時間無し（保持時間０分）の合金のそれぞれについて、異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性について調べた。ここでの昇温速度以外の熱処理条件は、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中（但し、保持時間無しのものについては昇温時と降温時）にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を図７に示す。
図７からＦｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を横磁界中で熱処理する際、昇温速度を０．２゜Ｃ／秒以下としたものは、２０Ｊ／ｍ3以上の異方性エネルギーが得られていることがわかる。また、熱処理する際に保持温度６００゜Ｃで３０分保持した合金は、保持時間無しの合金に比べて異方性エネルギーが大きいことが認められる。
【００３１】
次に、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の熱処理温度依存性について調べた。ここでの熱処理条件は、昇温速度０．６７゜Ｃ／分、保持温度（熱処理温度）での保持時間６０分、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を図８に示す。
図８から明らかなようにＦｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、熱処理温度を変更しても異方性エネルギーは殆ど変化しておらず、異方性エネルギーの熱処理温度依存性は認められないことがわかる。
【００３２】
次に、Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の降温速度依存性について調べた。ここでの降温速度以外の熱処理条件は、昇温速度０．６７゜Ｃ／分、保持温度（熱処理温度）６００゜Ｃで６０分保持であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を図９に示す。
図９から明らかなようにＦｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、降温温度を変更しても異方性エネルギーは殆ど変化しておらず、異方性エネルギーの降温速度依存性は認められないことがわかる。
従って、図７〜図９よりＦｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を横磁界中で熱処理する際、異方性エネルギーは昇温速度に大きく依存することがわかる。
【００３３】
（製造例２）
本発明の範囲内の合金の例として、Ｆｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を上記製造例１と同様にして製造し、さらにこのＦｅ83Ｎｂ7Ｂ9Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料（高さ１５ｍｍ、内径１８ｍｍ、外径２８ｍｍ）を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性について調べた。ここでの昇温速度以外の熱処理条件は、保持温度６５０゜Ｃで３０分、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を表１に示す。
【００３４】
【表１】
0003883642.tif 000002
【００３５】
表１に示した結果から、製造例１と同様に異方性エネルギーは昇温速度の影響を強く受け、０．２゜Ｃ／秒以下とすることで大きな異方性エネルギーが得られたことがわかる。
【００３６】
（製造例３）
本発明の範囲内の合金の例として、Ｆｅ88.2Ｃｏ1.8Ｚｒ7Ｂ2Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を上記製造例１と同様にして製造し、さらにこのＦｅ88.2Ｃｏ1.8Ｚｒ7Ｂ2Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料（高さ１５ｍｍ、内径１８ｍｍ、外径２８ｍｍ）を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性について調べた。ここでの昇温速度以外の熱処理条件は、保持温度６００゜Ｃで３０分、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を表２に示す。
【００３７】
【表２】
0003883642.tif 000003
【００３８】
表２に示した結果から、Ｃｏを添加したことにより、製造例１、２よりも大きな異方性エネルギーが得られていることがわかる。更に、Ｃｏを添加した場合でも、異方性エネルギーは昇温速度に強く依存し、昇温速度を０．２゜Ｃ／秒以下としたもので、１００〜２００Ｊ／ｍ3の大きな異方性エネルギーが得られた。
【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように本発明の軟磁性合金の製造方法にあっては、Ｆｅを主成分とし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗからなる群から選ばれた１種または２種以上からなる元素ＭとＢを含む下記組成式からなる金属の溶湯を冷却体に射出し急冷して得られた非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を少なくとも備えることにより、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であり、作製する磁気デバイスに応じた適度な異方性エネルギーを付与できるうえ角型比や透磁率などの軟磁気特性が優れた合金を生産性良く製造することができる。
（Ｆｅ１００−ａＣｏａ）ｂＢｘＭｙＣｕｄ
但し、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｄは、０≦ａ≦１０、７５≦ｂ≦９３原子％、０.５≦ｘ≦１８原子％、４≦ｙ≦９原子％、０＜ｄ≦４.５原子％以下である。
また、本発明の軟磁性合金の製造方法においては、非晶質合金薄帯を熱処理する際の保持時間を無しとしても、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であるうえ軟磁気特性が優れた合金が得られるので、製造時間を短縮することができ、生産性を向上させることができる。
【００４０】
また、上記熱処理における昇温速度を０．６７℃／秒以下とすることにより、異方性エネルギーの制御が容易で用途に応じた異方性エネルギーを軟磁性合金に付与し易い。
また、上記熱処理における保持温度は、具体的には４８０〜８１０℃の範囲が好ましく、これにより良好な軟磁気特性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の軟磁性合金の製造方法の熱処理パターンの例を示すグラフである。
【図２】  本発明の軟磁性合金の製造方法の熱処理パターンのその他の例を示すグラフである。
【図３】  本発明の軟磁性合金の製造方法に好適に用いられる合金薄帯の製造装置の一例を示す構成図である。
【図４】  Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、試料に１６０ｋＡ／ｍの垂直磁界（横磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
【図５】  Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、磁界を印加することなしに熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
【図６】  Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、試料に８０Ａ／ｍの平行磁界（縦磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
【図７】  Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性を示すグラフである。
【図８】  Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の熱処理温度依存性について調べた結果を示す図である。
【図９】  Ｆｅ84Ｎｂ3.5Ｚｒ3.5Ｂ8Ｃｕ1なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の降温速度依存性について調べた結果を示す図である。
【符号の説明】
２  金属溶湯
３  冷却ロール（冷却体）
４  合金薄帯
【図１】
0003883642.tif 000004
【図２】
0003883642.tif 000005
【図３】
0003883642.tif 000006
【図４】
0003883642.tif 000007
【図５】
0003883642.tif 000008
【図６】
0003883642.tif 000009
【図７】
0003883642.tif 000010
【図８】
0003883642.tif 000011
【図９】
0003883642.tif 000012