CN101663410A - 软磁性薄带、其制造方法、磁性部件和非晶薄带 - Google Patents

软磁性薄带、其制造方法、磁性部件和非晶薄带 Download PDF

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Abstract

本发明提供包含纳米级的微细的晶粒的高饱和磁通密度且显示出优异的软磁特性的软磁性薄带、其制造方法和磁性部件，以及用于其制造的非晶薄带。本发明使用的非晶薄带，由组成式：Fe100－x－y－zAxMyXz－aPa表示，在此，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中的至少1种以上的元素，X是从B、SI中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，0≤y≤2.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10，可进行180度弯曲。通过对该非晶薄带实施热处理，能够得到由如下组织构成的软磁性薄带，即晶粒直径为60nm以下的晶粒在非晶相中以体积分率计分散有30％以上。

Description

软磁性薄带、其制造方法、磁性部件和非晶薄带
技术领域
本发明涉及用于各种变压器、电抗器·扼流圈、噪声抑制部件、激光电源和加速器等所使用的脉冲功率磁性部件、通讯用脉冲变压器、电机磁芯、发电机、磁传感器、天线磁芯、电流传感器、磁屏蔽、电磁波吸收片、磁轭材料等的包含纳米级的微细的晶粒的高饱和磁通密度且显示出优异的软磁特性，特别是显示出优异的交流磁特性的软磁性薄带、其制造方法和磁性部件。此外，本发明还涉及用于软磁性薄带的制造的非晶薄带。
背景技术
在各种变压器、电抗器·扼流圈、噪声抑制部件、激光电源、加速器用脉冲功率磁性部件、各种电机、各种发电机等所使用的高饱和滋通密度且优异的交流磁特性的磁性材料中，已知有硅钢、铁氧体、非晶合金和Fe基纳米结晶合金材料等。
硅钢板虽然材料廉价，磁通密度高，但针对高频的用途存在磁芯损耗大这样的问题。制作方法上，像非晶薄带这样进行轻薄地加工极其困难，涡流损大，因此有随之而来的损失大的不利。另外，铁氧体材料存在饱和磁通密度低，温度特性差的问题，在工作磁通密度大的大功率的用途中，铁氧体在磁性上有容易饱和的问题。
另外，Co基非晶合金，饱和磁通密度为实用性的材料时低至1T以下，有热不稳定的问题。因此，在大功率用途中使用时，因为部件大的问题和经时变化，所以有磁芯损耗增加的问题，此外，由于Co昂贵，因此还有价格上的问题。
另外，特开平5-140703号公报所述的这种Fe基非晶系的软磁性合金，具有良好的矩形特性和低矫顽磁力，显示出非常优异的软磁特性。但是，在Fe基非晶系的软磁性合金中，饱和磁通密度要通过兼顾原子间距和配位数以及Fe浓度来决定，1.65T大致在物理性上成为上限值。另外，Fe基非晶系的软磁性合金还有由于磁致伸缩大，在应力作用下导致特性劣化的问题，和在声频频带的电流重叠这样的用途中噪音大的问题。此外，在现有的Fe基非晶系的软磁性合金中，以其他磁性元素Co、Ni等大幅地置换Fe时，虽然也确认到饱和磁通密度有一些增加，但是从价格的方面考虑，优选尽量减少这些元素的含量(重量％)。出于这些问题，特开平1-156451号公报所述的这种具有纳米结晶的软磁性材料得到开发，并被用于各种各样的用途。
作为高导磁率且高饱和磁通密度的软磁性成形体，还公开有特开2006-40906号公报所述的这种技术，但是饱和磁通密度达不到1.7T，要求具有在此之上的饱和磁通密度的磁性合金。
专利文献1：特开平5-140703号公报
专利文献2：特开平1-156451号公报
专利文献3：特开2006-40906号公报
发明内容
本发明要解决的课题是，提供一种实质上不含Co，廉价，且虽非必须但优选高饱和磁通密度为1.7T以上，且使构成上述的问题的韧性和制造条件的稳定性有所提高的高饱和磁通密度、低矫顽磁力的软磁性薄带及其制造方法，和使用该软磁性薄带的磁性部件。另外，本发明的另一目的在于，提供一种用于该软磁性薄带的制造的非晶薄带。
本发明是一种软磁性薄带的制造方法，其中包括如下步骤：
将合金的熔液铸造成厚度在100μm以下，实质上为非晶的薄带形状的步骤，该合金由组成式Fe100-x-y-zAxMyXz-aPa表示，其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，0≤y≤2.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10；
其后，使300℃以上的温度区域的平均升温速度为100℃/min以上而进行热处理，成为具有如下组织的软磁性薄带的步骤，在该组织中，晶粒直径为60nm以下(不含0)的晶粒在非晶相中以体积分率计分散有30％以上。
另外，根据本发明的一个具体例，是一种软磁性薄带的制造方法，其中，包括如下步骤：将合金的熔液铸造成厚度100μm以下，实质上为非晶的薄带形状的步骤，该合金由组成式Fe100-x-zAxXz-aPa表示，其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10，其后，使300℃以上的温度区域的平均升温速度为100℃/min以上而进行热处理，成为具有如下组织的软磁性薄带，在该组织中，晶粒直径为60nm以下(不含0)的晶粒在非晶相中以体积分率计分散有30％以上。
另外，本发明使用的软磁性薄带，实质上是非晶的非晶薄带，其中，由组成式Fe100-x-y-zAxMyXz-aPa表示，其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，0≤y≤2.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10，可弯曲180度。
根据本发明的一具体例，使用的软磁性薄带实质上是非晶的软磁性薄带，其中，由组成式Fe100-x-zAxXz-aPa表示，其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10，可弯曲180度。
优选所述A必须为Cu。
所述非晶薄带，能够使用包含如下元素的非晶薄带：相对于Fe量，低于其10原子％的Ni、Co之中的至少1种以上的元素，和/或低于其5原子％的Re、铂族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn和稀土类元素之中的至少1种以上的元素。
所述非晶薄带，能够使用含有相对于X量低于5原子％的Be、Ga、Ge、C和Al之中的至少1种以上的元素的非晶薄带。
通过热处理非晶薄带，能够得到的是含有Fe和半金属元素的Fe基合金，平均粒径60nm以下的体心立方结构的晶粒在非晶相中以体积分率计分散有30％以上的组织的软磁性薄带。
由此微细的晶粒构成的本发明的软磁性薄带，能够具有饱和磁通密度为1.7T以上，矫顽磁力为20A/m以下的高的磁特性。
使用上述的软磁性薄带，能够制造磁性部件。
根据本发明，能够廉价地提供高饱和磁通密度，特别是显示出低磁芯损耗的高饱和磁通密度，且有着优异的磁特性、特别是优异的低损耗的软磁性薄带，其被用于电流用的各种电抗器、有源滤波器用扼流圈、平滑扼流圈、各种变压器，电磁屏蔽材料等的噪音抑制部件、激光电源、加速器用脉冲功率磁性部件、电动机、发电机等。
另外，非晶状态的本发明的非晶薄带弯曲强度强，在制造的过程中可以很容易地进行处理。
另外，通过对本发明的非晶薄带实施高温短时间的热处理，除了能够抑制晶粒成长以外，还能够取得矫顽磁力变小，低磁场下的磁通密度提高，磁滞损耗也减少的效果。能够得到一般所需要的高的磁特性。
通过使用该软磁性薄带，能够实高性能的磁性部件，因此其效果显著。
具体实施方式
在本发明中，着眼于在高浓度含有Fe的合金中，使软磁性和高饱和磁通密度BS(优选为1.7T以上)并立，以即使在高Fe浓度下也能够稳定获得非晶相的Fe-P的二元系和Fe-M-P(M为从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素)的三元系为中心，尝试微细结晶材料的开发。具体来说，通过在能够稳定地得到以非晶相为主相的薄带的Fe浓度88％(原子％)以下的组成的合金中，添加Fe和作为非固溶的Cu，从而赋予微细结晶的核，通过热处理使微细结晶析出，经晶粒成长而得到微细结晶材料。通过在合金制作的初期阶段形成非晶相，能够得到均质的微细晶粒。为了利用本发明的软磁性微细结晶合金使BS达到1.7T以上，组织整体成为bccFe的微细结晶时，优选Fe浓度至少约为75(原子％)以上。
经上述的研究而发明的本发明的高饱和磁通密度低矫顽磁力的软磁性薄带，由组成式Fe100-x-zAxXz-aPa表示(其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10)，或者由组成式Fe100-x-y-zAxMyXz-aPa表示(其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，以原子％计，0.5≤x≤1.5，0≤y≤2.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10)。在急冷后的非晶的状态下，弯曲强度强，可以进行180弯曲。另外，通过进行热处理而成为主要由微晶构成的组织状的软磁性薄带，能够得到高的磁特性。
在上述的组成的范围内，在由0.5≤x≤1.5，y≤2.0，10≤z≤20，0.35≤a≤10表示的区域中，饱和磁通密度为1.74T以上，因此作为软磁性材料优选。
另外，在上述的组成的范围内，在由0.5≤x≤1.5，y≤1.5，10≤z≤18，0.35≤a≤10表示的区域中，饱和磁通密度为1.78T以上，因此作为软磁性材料更为优选。
另外，在上述的组成的范围内，在由0.5≤x≤1.5，y≤1.0，10≤z≤16，0.35≤a≤10表示的区域中，饱和磁通密度为1.8T以上，因此作为软磁性材料最为优选。
Cu、Au的A元素量x为0.5≤x≤1.5。若超过1.5％，则液体急冷时以非晶相为主相的薄带脆化。更优选的A量为0.7≤x≤1.3。A元素使用Cu在成本上优选，使用Au时优选相对于Cu量为1.5原子％以下的范围。
另外，M元素量y(M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素)为y≤2.5。若M量超过2.5％，则饱和磁通密度低于1.7T。
若作为X元素(X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素)和P的总量的z低于10％，则得到以非晶相为主相的薄带极其困难，另外若超过20％，则饱和磁通密度在1.7T以下。另外，既要满足Fe含量的制约，又要稳定得到非晶相。
更优选的A元素量x、M元素量y、X元素和P的总量z为0.7≤x≤1.3，y≤1.5，12≤z≤20，进一步优选为0.7≤x≤1.3，y≤1.0，12≤z≤16，通过使x、y、z在这一范围，能够得到矫顽磁力在12A/m以下的高饱和磁通密度低矫顽磁力的软磁性微晶合金。
P在使非晶相的形成能提高上是极有效的元素，也有抑制纳米晶粒的晶粒成长的效果。因此，在本发明作为目的的高韧性、高B和良好的软磁特性的实现中是不可欠缺的元素。
B在用于促进非晶的形成上是有用的元素。
通过添加Si，结晶磁各向异性大的Fe-P、Fe-B开始析出的温度变高，因此能够使热处理温度变成高温。通过实施高温的热处理，微晶相的比例增加，BS增加，B-H曲线的矩形性得到改善。另外，有抑制试料表面的变质、变色的效果。
M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素，因为A元素和类金属元素(metalloid element)会一起优先进入在热处理后仍残留的非晶相，所以有着抑制Fe浓度高的微细晶粒的粒成长的作用。因此，纳米结晶的平均粒径减小，有助于B-H曲线的饱和性的提高和软磁特性的改善。另一方面，本发明合金中实质上的磁性的支柱是Fe，因此必须确保Fe的含量高，但是含有原子量大的元素，这使每单位重量的Fe的含量降低。特别是置换的元素为Nb、Zr时，置换量以2.5％以下为宜，更优选为1.5％以下，转换的元素为Ta、Hf时，转换量以1.5％以下为宜，更优选为0.8％以下。另外，以Re、铂族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn和稀土类元素之中的至少1种以上的元素置换Fe的一部分时，也能够取得上述的效果。置换Mn时，饱和磁通密度的降低发生，因此置换量低于5％为得当，更优选低于2％。
但是，为了得到特别高的饱和磁通密度，优选这些元素的总量为1.5原子％以下。另外，更优选总量为1.0原子％以下。
也可以用Ga、Ge、C和Al之中的至少1种元素置换X的一部分。通过置换这些元素，能够调整磁致伸缩和磁特性。
以Fe和A元素一起固溶的Ni、Co之中的至少1种以上的元素置换Fe的一部分时，非晶相的形成能变高，可以使A元素的含量增加。A元素的含量增加使结晶组织的微细化得到促进，软磁特性被改善。另外，置换Ni、Co时，饱和磁通密度增加。若大量置换这些元素，则带来作为待解决问题之一的价格的急剧上涨，因此Ni的转换量以低于10％为宜，优选低于5％，更优选为2％，Co的情况是低于10％为宜，优选低于2％，更优选低于1％。
在与本发明合金为相同组成的非晶合金中，由于磁体积效应，导致比较大的磁致伸缩出现，但在体心立方结构的Fe中，磁体积效应小，磁致伸缩也小得多。从降低噪音的观点出发，也优选组织多的部分是以bccFe为主体的由微细晶粒构成的本发明合金。
急冷合金熔液时，在非晶相中分散有平均粒径30nm以下的晶粒，其在非晶相中以体积分率计低于10％，通过制作这种组织的Fe基合金，韧性提高。晶粒优选为5％以下，更优选为1％以下。在非晶基体中(除去距薄带表面0.2μm的范围)分布有微晶达10％以上的合金其韧性降低，热处理后得到的纳米结晶相的平均粒径、粒度分布、粒密度容易受到板厚和制造条件的影响，难以获得具有稳定特性的软磁性薄带。通过使非晶基体中的微晶减少，在热处理工序中促进均质的核生成，上述的问题得到解决。
在热处理后的纳米结晶合金中，分散在非晶相中的体心立方结构的晶粒，需要平均粒径60nm以下，以体积分率计分散30％以上。这是由于若晶粒的平均粒径超过60nm，则软磁特性劣化，晶粒的体积分率低于30％时，非晶质的比例多，难以得到高饱和磁通密度。更优选的热处理后的晶粒的平均粒径为30nm以下，更优选的晶粒的体积分率为50％以上。在此范围内，软磁性更优异，与Fe基非晶质的软磁性薄带相比，能够实现磁致伸缩更低的合金。
在本发明中，作为急冷熔液的方法，有单辊法、双辊法、旋转液中防止法、气体雾化法、水雾化法等，能够制造薄片、薄带和粉末。另外，熔液急冷时的熔液温度优选为比合金的熔点高50～300℃左右的温度。
单辊法等的超急冷法，在不含活性的金属时可以在大气中或局部Al或氮气等的气氛中进行，但在含有活性的金属时，要在Ar、He等的惰性气体中、氮气中或减压中进行，或者控制喷嘴前端部的辊表面附近的气体气氛。另外，还有向辊喷送CO2气的方法，和边在喷嘴领域的辊表面附近使燃烧CO气体边进行合金薄带制造。
单辊法的情况下的冷却辊圆周速度优选为15m/s～50m/s左右的范围，冷却辊材质适合热传导良好的纯铜和Cu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Cr等的铜合金。大量制造时，制造板厚厚的薄带和宽幅薄带时，优选冷却辊为水冷构造的方法。
通过热处理，能够使本发明的软磁性薄带析出微细结晶组织。在热处理的升温行程中，发生均一核生成，其后在结晶化温度以上的温度区域设置在1秒以上，从而促进晶粒成长。通过调整升温速度、温度和时间这3个参数，能够控制核生成和晶粒成长。因此，即使是高温中的热处理，如果时间非常短，也能够抑制晶粒成长，也会抑制化合物的生成，能够得到矫顽磁力变小，低磁场下的磁通密度提高，磁滞损耗也减少这样的效果。根据所期望的磁特性，能够适当分别使用所述低温长时间的热处理和该高温短时间的热处理，但此高温短时间的热处理的方法容易得到一般所需要的磁特性而优选。
保持温度优选为430℃以上，若低于430℃，则即使适宜调整保持时间也难以获得上述的效果。优选相对于化合物析出的温度(TX2)为TX2-50℃以上。
另外若保持时间在1小时以上，则难以取得上述的效果，并且处理时间变长，生产性差。优选的保持时间在30分钟以内，20分钟以内，15分钟以内。
最大升温速度优选为100℃/min以上。另外，平均升温速度为100℃/min以上更为优选。
另外，运用该热处理的制造方法，因为在高温区域的热处理速度对特性会造成很大的影响，所以热处理温度为300℃以上的平均升温速度优选为100℃/min以上，还优选350℃以上的平均升温速度为100℃/min以上。
在上述的加热时，有将热容变小这样调整了重量的试料投入到预先被保持在目标温度以上的高温的炉内的方法。除此以外，还有如下等方法：使用灯管加热(红外线集中)炉的方法；使试料直接流通电流，以焦耳热进行加热的方法；利用电磁感应加热的方法；以激光加热的方法；使试料接触或靠近热容大的物质而进行加热的方法；任何一种方法都能够实施连续热处理，能够提高生产性。
另外，通过升温速度的控制和改变温度，经过几个阶段进行一定时间保持的多阶段的热处理等，也可以控制核生成。另外，以比结晶化温度低的温度保持一定时间，给予核生成充分的时间后，以比结晶化温度高的温度进行低于1小时的保持，如果通过这样的热处理进行晶粒成长，则晶粒彼此抑制相互的成长，因此能够得到均质微细的结晶组织。例如，进行250℃左右的热处理1h以上，其后以高温短时间，例如热处理温度超过300℃时的升温速度为100℃/min以上的条件进行热处理，则能够得到与上述的制造方法相同的效果。
通过将炉内温度设定得高，能够将300℃以上、甚至400℃以上的高温区域的升速度保持得高，即使在合金薄带没有到达炉内温度的情况下，在到达目标温度的时刻，很快地结束热处理，也能够得到高Bs化、低矫顽磁力化的软磁性薄带。目标温度优选为比结晶化温度高的温度，优选在比结晶化温度高的温度区域设置在1秒以上。
热处理能够在大气中，真空中，Ar、氮、氦等惰性气体中进行，但特别优选在惰性气体中进行。通过热处理，以体心立方结构的Fe为主体的晶粒的体积分率增加，饱和磁通密度上升。另外，通过热处理，磁致伸缩也降低。本发明的软磁性合金，通过进行磁场中热处理，能够赋予感应磁各向异性。磁场中热处理是在热处理期间的至少一部分期间为了合金饱和而外加充分强度的磁场。虽然也依存于合金磁芯的形状，但一般对薄带的宽度方向(环状磁芯的情况：磁芯的高度方向)外加时，外加8kAm-1以上的磁场，纵长方向(环状磁芯的情况下为磁路方向)外加时，外加80kAm-1以上的磁场。外加的磁场采用直流、交流、重复的脉冲磁场任意一种都可以。磁场在200℃以上的温度区域通常外加20分钟以上。升温中，一定温度下保持中和冷却中也外加的方法，因为带来良好的单轴的感应磁各向异性，因此能够实现更优选的直流或交流磁滞回线形状。通过磁场中热处理的应用，能够得到显示出高矩形比或低矩形比的直流磁滞回线的合金。未应用磁场中热处理时，本发明合金成为适度的矩形比的直流磁滞回线。优选热处理通常在露点为-30℃以下的惰性气体气氛中进行。若在露点为-60℃以下的惰性气体气氛中进行热处理，则能够得到偏差更小更为优选的结果。
本发明的软磁性薄带，根据需要，通过用SiO2、MgO、Al2O3等的粉末或膜被覆合金薄带表面的化成处理来进行表面处理，通过形成绝缘层的阳极氧化处理在形成氧化物绝缘层，进行层间绝缘，若进行如上等的处理，则能够得到更优选的结果。这是由于，特别具有将经过层间的高频的涡流的影响降低，改善高频的磁芯损耗的效果。该效果在表示状态良好，且在由宽幅的薄带构成的磁芯上使用时特别显著。此外，由本发明的软磁性薄带制作磁芯时，也可以根据需要进行含浸和涂敷等。本发明合金在作为高频的用途，特别是脉冲状电流流通这样的应用中最能够发挥性能，但也可以在传感器和低频的磁性部件的用途中使用。特别是在磁饱和成为问题的用途中能够发挥优异的特性，特别适于大功率的电力电子学的用途。
一边在与使用时磁化的方向大致垂直的方向外加磁场，一边进行热处理的本发明的软磁性薄带，能够得到比现有的高饱和磁通密度的材料更低的磁芯损耗。此外，本发明的软磁性薄带为薄膜和粉末也能够得到优异的特性。
通过用所述的软磁性薄带构成磁性部件，能够实现适合阳极电抗器等的大电流用的各种电抗器、有源滤波器用扼流圈、平滑扼流圈、各种变压器，电磁屏蔽材料等的噪音抑制部件、激光电源、加速器用脉冲功率磁性部件、电动机、发电机等的高性能或小型的磁性部件。
(实施例1)
以表1所示的组成并将加热至1300℃的合金熔液喷射到以圆周速度30/s旋转的外径300mm的Cu-Be合金辊上，制作非晶薄带。制作的非晶薄带宽5mm，厚约21μm。X射线衍射和透射电子显微镜(TEM)观察的结果是，在非晶相中有30μm以下的微晶析出1％以下。均可以进行180度弯曲，用金属模具等刀具冲孔。
使这些非晶薄带急剧升温，300℃以上的平均升温速度达100℃/min以上，以450℃保持10分钟后，急剧冷却至室温。350℃下的升温速度为170℃/min左右。进行该热处理的软磁性薄带的矫顽磁力、最大导磁率的数据记录在表1中。在任何一种组成下B8000均为1.7T以上。另外，通过瞬间的加热，即使在核的数密度容易不足的Cu低浓度的合金中，核均一生成也得到促进，残留非晶相减少，B8000增加，达到1.7T以上的组成范围扩大。本合金系不仅HC小而且B80大，优选作为软磁性材料。这些软磁性薄带均是组织的至少一部分包含晶粒直径60nm以下(不含0)的晶粒的软磁性薄带。另外，纳米晶粒相在非晶相中以体积分率计占到50％以上。
[表1]
  组成   矫顽磁力HC(A/m)   80A/m的磁通密度B80(T)   8000A/m的磁通密度B8000(T)   最大导磁率μm(103)
  Febal.Cu1.2Si5B11P2   3.8   1.58   1.77   102
  Febal.Cu1.3Si5B11P2   3.8   1.60   1.77   201
  Febal.Cu1.2Si3B11P4   5.2   1.57   1.76   140
  Febal.Cu1.3Si3B11P4   5.2   1.57   1.77   132
  Febal.Cu1.2Si3B13P2   15.4   1.60   1.79   55
  Febal.Cu1.3Si3B13P2   8.0   1.48   1.79   58
  Febal.Cu1.2Si2B12P2   4.6   1.67   1.81   109
  Febal.Cu1.2Si3B12P2   4.8   1.65   1.79   97
  Febal.Cu1.2Si4B12P2   4.9   1.64   1.77   105
  Febal.Cu1.2Si5B12P2   4.8   1.62   1.75   80
  Febal.Cu1.2Si6B12P2   4.2   1.60   1.74   100
  Febal.Cu1.2Si1B13P2   5.9   1.67   1.84   117
  Febal.Cu1.2Si2B13P2   5.6   1.66   1.82   66
  Febal.Cu1.2Si5B13P2   5.8   1.60   1.75   63
  Febal.Cu1.2Si8B13P2   5.9   1.58   1.71   45
  Febal.Cu1.2Si7B13P2   5.8   1.27   1.70   51
  Febal.Cu1.2Si1B14P2   7.0   1.64   1.81   121
  Febal.Cu1.2Si4B14P2   7.1   1.62   1.78   92
  Febal.Cu1.2Si2B14P2   6.7   1.61   1.79   80
  Febal.Cu1.2Si3B14P2   6.8   1.63   1.78   74
  Febal.Cu1.2Si6B14P2   6.4   1.54   1.75   75
  Febal.Cu1.2Si1B15P2   7.1   1.62   1.79   96
  Febal.Cu1.2Si2B15P2   7.8   1.65   1.78   100
  Febal.Cu1.2Si3B15P2   7.6   1.45   1.74   130
  Febal.Cu1.2Si4B15P2   8.2   1.55   1.70   62
  Febal.Cu1.2Si1B16P2   9.6   1.60   1.76   61
  Febal.Cu1.2Si3B16P2   9.5   1.52   1.70   100
  Febal.Cu1.2B13P2   8.0   1.41   1.84   72
  Febal.Cu1.2B14P2   8.5   1.71   1.83   50
  Febal.Cu1.2B15P2   8.8   1.67   1.82   78
  Febal.Cu1.2B16P2   9.7   1.59   1.78   60
  Febal.Cu1.2B18P2   10.6   1.37   1.72   33
  Febal.Cu1.2B20P2   11.6   1.48   1.70   31
  Febal.Cu1.2B8P10   4.7   1.59   1.78   62
  Febal.Cu1.2B10P8   5.7   1.58   1.78   66
  Febal.Cu1.2B13P5   6.2   1.59   1.78   63
  Febal.Cu1.2Si2B10P6   4.8   1.59   1.77   51
  Febal.Cu1.2Si2B8P8   4.8   1.60   1.77   54
  Febal.Cu1.2Si2B10P8   6.2   1.56   1.75   67
  Febal.Cu1.2Si2B8P10   6.2   1.57   1.75   72
  Febal.Cu1.2Si3B7P8   9.4   1.58   1.76   55
  Febal.Cu1.2Si3B13P0.4   12.0   1.48   1.79   38
(实施例2)
以表2所示的组成并将加热至1300℃的合金熔液喷射到以圆周速度30/s旋转的外径300mm的Cu-Be合金辊上，制作非晶薄带。制作的非晶薄带宽5mm，厚约21μm。X射线衍射和透射电子显微镜(TEM)观察的结果是，在非晶相中有30μm以下的微晶析出1％以下。另外，该非晶薄带均可以进行180度弯曲，且可以用金属模具等刀具冲孔。
使这些单板状试料急剧升温，300℃以上的平均升温速度达100℃/min以上，以450℃保持10分钟后，急剧冷却至室温。350℃下的升温速度为170℃/min左右。矫顽磁力、最大导磁率的数据记录在表2中。在任何一种组成下B8000均为1.7T以上。另外，通过瞬间的加热，即使在核的数密度容易不足的Cu低浓度的合金中，核均一生成也得到促进，残留非晶相减少，B8000增加，达到1.7T以上的组成范围扩大。本合金系不仅HC小而且B80大，优选作为软磁性材料。
这些软磁性薄带均是组织的至少一部分包含晶粒直径60nm以下(不含0)的晶粒的软磁性薄带。另外，纳米晶粒相在非晶相中以体积分率计占到50％以上。通过Nb置换，纳米结晶相的平均晶粒直径减少，B-H曲线的饱和性良好，确认到B80变高的效果。
[表2]
组成   矫顽磁力HC(A/m)   80A/m的磁通密度B80(T)   8000A/m的磁通密度B8000(T)   最大导磁率μm(103)
  Febal.Cu1.0Nb1.0Si2B12P2   3.0   1.70   1.75   185
  Febal.Cu1.2Nb1.0Si2B12P2   4.6   1.71   1.75   134
  Febal.Cu1.0Nb1.0Si2B10P2   6.8   1.71   1.79   59
  Febal.Cu1.0Nb1.0Si4B10P2   3.3   1.63   1.75   65
(实施例3)
以表3所示的组成并将加热至1300℃的合金熔液喷射到以圆周速度30/s旋转的外径300mm的Cu-Be合金辊上，制作非晶薄带。制作的非晶薄带宽5mm，厚约21μm。X射线衍射和透射电子显微镜(TEM)观察的结果是，在非晶相中有30μm以下的微晶析出1％以下。均可以进行180度弯曲，且可以用金属模具等刀具冲孔。
使这些单板状试料急剧升温，300℃以上的平均升温速度达100℃/min以上，以450℃保持10分钟后，急剧冷却至室温。350℃下的升温速度为170℃/min左右。矫顽磁力HC、饱和磁通密度Bs(B8000的值为Bs)的各合金的数据记录在表3中。任何一种组成下Bs均为1.7T以上。另外，通过瞬间的加热，即使在核的数密度容易不足的Cu低浓度的合金中，核均一生成也得到促进。本合金系中HC为低至10A/m以下的值，优选作为高Bs、低损耗的软磁性材料。
这些软磁性薄带均是组织的至少一部分包含晶粒直径60nm以下(不含0)的晶粒的软磁性薄带。另外，纳米晶粒相在非晶相中以体积分率计占到50％以上。
[表3]
  组成(原子％)   Bs(T)   矫顽磁力HC(A/m)
  Febal.Cu0.8Au0.2Si1B13P2   1.84   5.2
  Febal.Ni2Cu1.2Si2B12P2   1.81   4.5
  Febal.Co2Cu1.2Si2B12P2   1.82   6.8
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Al0.5   1.80   3.5
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Ge0.5   1.80   6.9
  Febal.Cu1.2Si3B12P2C0.5   1.80   4.5
  Febal.Cu1.2Au0.5Si3B12P2   1.81   4.0
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Pt0.5   1.81   4.1
  Febal.Cu1.2Si3B12P2W0.5   1.79   7.2
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Sn0.5   1.80   7.2
  Febal.Cu1.2Si3B12P2In0.5   1.80   7.3
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Ga0.5   1.81   7.1
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Ti0.5   1.81   7.8
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Cr0.5   1.80   8.0
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Hf0.5   1.78   6.2
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Nb0.5   1.78   6.9
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Zr0.5   1.78   7.0
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Ta0.5   1.78   7.0
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Mo0.5   1.78   7.1
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Ge0.5   1.80   8.2
  Febal.Cu1.2Si3B12P2Mn0.5   1.80   4.2
  Febal.Cu1.4Nb0.025Si1B12P2   1.85   8.8
  Febal.Cu1.2V0.2Si14B7P2   1.76   7.8
  Febal.Cu1.2Si4B12P2Zr0.2   1.81   6.5
(实施例4)
以表4所示的组成并将加热至1300℃的合金熔液喷射到以圆周速度30/s旋转的外径300mm的Cu-Be合金辊上，制作宽5mm，厚约27μm非晶薄带。添加有P的本发明的非晶薄带可以进行180度弯曲。另外，本发明的非晶薄带进行X射线衍射和透射电子显微镜(TEM)观察时，在非晶相中有30μm以下的微晶析出1％以下。
使这些试料急剧升温，300℃以上的平均升温速度达100℃/min以上，以450℃保持10分钟后，急剧冷却至室温。350℃下的升温速度为170℃/min左右。关于板厚、矫顽磁力、饱和磁通密度、制作状态下的晶粒是否析出的数据记录在表4中。含有P的本发明的非晶薄带，即使板厚很厚，在非晶的软磁性薄带中也几乎观察不到晶粒的析出，能够得到均质的非晶相，且也可以进行180度弯曲。对其实施热处理时，即使板厚增加，HC的增加也会受到抑制，板厚为27μm的薄带仍能够得到大大低于10A/m的约6A/m，在宽泛的板厚的范围下能够稳定得到良好的软磁性特性。
相对于此，在没有添加P的比较例中，若板压厚，则在非晶的薄带状下，晶粒的析出变得显著，180度弯曲困难。对该薄带实施热处理时，矫顽磁力HC增大，达到14A/m。
[表4]
  组成   板厚(mm)   Hc(A/m)   Bs(T)   晶粒的比率
  发明例   Febal.Cu1.0Nb1.0Si2B12P2   27   6.1   1.78   1％以下
  比较例   Febal.Cu1.0Nb1.0Si4B12   27   14.2   1.79   10％以上
(实施例5)
以表5所示的组成并将加热至1300℃的合金熔液喷射到以圆周速度30/s旋转的外径300mm的Cu-Be合金辊上，制作宽5mm，厚约20μm非晶薄带。添加有P的本发明的非晶薄带可以进行180度弯曲。另外，本发明的非晶薄带进行X射线衍射和透射电子显微镜(TEM)观察时，在非晶相中有30μm以下的微晶析出1％以下。
使这些试料急剧升温，300℃以上的平均升温速度达100℃/min以上，以420℃保持5分钟后，急剧冷却至室温。350℃下的升温速度为180℃/min左右。关于板厚、矫顽磁力、饱和磁通密度、制作状态下的晶粒是否析出的数据记录在表5中。含有P的本发明的非晶薄带，即使板厚很厚，在非晶的软磁性薄带中也几乎观察不到晶粒的析出，能够得到均质的非晶相。此外，通过转换在Fe和Cu中固溶的Ni，促进了高密度的Cu的偏聚(clustering)，成为致密的纳米结晶相，因此能够得到低矫顽磁力HC，软磁特性提高。
[表5]
组成   矫顽磁力HC(A/m)   80A/m的磁通密度B80(T)   8000A/m的磁通密度B8000(T)   最大导磁率μm(103)
  Febal.Cu1.2Si4B10P2   4.8   1.57   1.81   69
  Febal.Ni2Cu1.2Si4B10P2   3.4   1.46   1.78   72
  Febal.Ni2Cu1.0Si2B12P2   7.5   1.50   1.78   39
  Febal.Ni2Cu1.2Si2B12P2   4.5   1.55   1.81   62
在表6中显示的是，对于以Febal.Cu1.0Nb1.0Si2B12P2合金制作的
Figure G200880013021XD00151
19-
Figure G200880013021XD00152
15-5mm3的环状的磁芯实施了急加热热处理的试料的软磁特性和铁损。在比商用频率高的频带区域能够得到良好的铁损特性。
[表6]
组成   矫顽磁力HC(A/m)   80A/m的磁通密度B80(T)   800A/m的磁通密度B800(T)   50Hz、1.5T的铁损P15/50(W/kg)   400Hz、1.0T的铁损P10/400(W/kg)   1kHz、1.0T的铁损P10/1k(W/kg)
  Febal.Cu1.0Nb1.0Si2B12P2   8.0   1.69   1.76   0.25   0.9   2.4

Claims (10)

1.一种软磁性薄带的制造方法，其中，包括如下步骤：
将合金的熔液铸造成厚度为100μm以下且实质上为非晶的薄带形状的步骤，该合金由组成式Fe100-x-y-zAxMyXz-aPa表示，其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，并且，以原子％计，0.5≤x≤1.5，0≤y≤2.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10；
其后，使300℃以上的温度区域的平均升温速度为100℃/min以上进行热处理，形成具有如下组织的软磁性薄带的步骤，在该组织中，晶粒直径为60nm以下但不含0的晶粒在非晶相中以体积分率计分散有30％以上。
2.根据权利要求1所述的软磁性薄带的制造方法，其中，所述y的值为0。
3.一种非晶薄带，是实质上是非晶的非晶薄带，其中，由组成式Fe100-x-y-zAxMyXz-aPa表示，其中，A是从Cu、Au中选择的至少1种以上的元素，M是从Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W之中选择的至少1种以上的元素，X是从B、Si中选择的至少1种以上的元素，并且，以原子％计，0.5≤x≤1.5，0≤y≤2.5，10≤z≤23，0.35≤a≤10，并且能够180度弯曲。
4.根据权利要求3所述的非晶薄带，其中，所述y的值为0。
5.根据权利要求3或4所述的非晶薄带，其中，所述A的元素包括Cu。
6.根据权利要求3～5中任一项所述的非晶薄带，其中，所述非晶薄带含有：低于Fe量的10原子％的从Ni、Co之中选择的至少1种以上的元素，和/或低于Fe量的5原子％的从Re、铂族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn和稀土类元素之中选择的至少1种以上的元素。
7.根据权利要求3～6中任一项所述的非晶薄带，其中，所述非晶薄带含有低于X量的5原子％的从Be、Ga、Ge、C和Al之中选择的至少1种以上的元素。
8.一种软磁性薄带，是对于权利要求3～7中任一项所述的非晶薄带实施了热处理的软磁性薄带，其由平均粒径为60nm以下的体心立方结构的晶粒在非晶相中以体积分率计分散有30％以上的组织构成。
9.根据权利要求8所述的软磁性薄带，其中，饱和磁通密度为1.7T以上，矫顽磁力为20A/m以下。
10.一种磁性部件，是使用权利要求8或9所述的软磁性薄带的磁性部件。
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