CN109844873B - 软磁材料的制造方法 - Google Patents
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Abstract
提供兼备高饱和磁化和低矫顽力的软磁材料的制造方法。软磁材料的制造方法，包括：准备具有由下述组成式1或组成式2表示的组成且具有非晶相的合金，和以升温速度10℃/秒以上对上述合金进行加热，并在结晶化开始温度以上且低于Fe‑B化合物的生成开始温度保持0～80秒；上述组成式1为Fe100‑x‑yBxMy，M为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni、Co和Sn中的至少一种元素，并且x和y以原子％计满足10≤x≤16和0≤y≤8，上述组成式2为Fe100‑a‑b‑cBaCubM’c，M’为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni和Co中的至少一种元素，并且a、b和c以原子％计满足10≤a≤16、0<b≤2和0≤c≤8。
Description
技术领域
本发明涉及软磁材料的制造方法。本发明特别涉及兼备高饱和磁化和低矫顽力的软磁材料的制造方法。
背景技术
为了使马达和反应堆等部件高性能化，要求用于该部件的芯部的软磁材料兼备高饱和磁化和低矫顽力。
作为具有高饱和磁化的软磁材料，可列举Fe基纳米晶软磁材料。Fe基纳米晶软磁材料是指主成分为Fe、在该材料中分散着30体积％以上的纳米晶的软磁材料。
例如，在专利文献1中公开了由Fe100-p-q-r-sCupBqSirSns(其中，p、q、r和s以原子％计满足0.6≤p≤1.6、6≤q≤20、0＜r≤17和0.005≤s≤24)的组成式表示的Fe基纳米晶软磁材料。
另外，专利文献1中公开了通过对具有由Fe100-p-q-r-sCupBqSirSns表示的组成且具有非晶相的合金进行热处理，得到Fe基纳米晶软磁材料。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-240516号公报
发明内容
发明所要解决的课题
Fe基纳米晶软磁材料由于其主成分为Fe，因此具有高饱和磁化。Fe基纳米晶软磁材料可通过对具有非晶相的合金进行热处理(也称作退火。以下相同。)来得到。在具有非晶质的合金中的Fe含量多时，容易由非晶相生成结晶相(α-Fe)并且该结晶相容易进行粒生长而粗化。因此，在材料中加入抑制粒生长的元素，但与加入该元素的量相应地，材料中的Fe含量减少，因此饱和磁化下降。
由此，本发明人发现了如下课题：在软磁材料中，在其主成分为Fe时得到高饱和磁化，但由于在热处理时，由非晶相生成结晶相，该结晶相进行粒生长而粗化，因此难以得到低矫顽力。
本发明是为了解决上述课题而完成的，本发明的目的在于，提供兼备高饱和磁化和低矫顽力的软磁材料的制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人为了实现上述目的，反复进行了专心研究，完成了本发明。其主旨如下。
<1>软磁材料的制造方法，其包括：
准备具有由下述组成式1或组成式2表示的组成且具有非晶相的合金，和
以升温速度10℃/秒以上对上述合金进行加热，并在结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度保持0～80秒；其中，
上述组成式1为Fe100-x-yBxMy，M为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni、Co和Sn中的至少一种元素，并且x和y以原子％计满足10≤x≤16和0≤y≤8，
上述组成式2为Fe100-a-b-cBaCubM’c，M’为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni和Co中的至少一种元素，并且a、b和c以原子％计满足10≤a≤16、0<b≤2和0≤c≤8。
<2><1>项所述的方法，其中，对金属溶液进行急冷，得到上述合金。
<3><1>或<2>项所述的方法，其中，上述升温速度为125℃/秒以上。
<4><1>或<2>项所述的方法，其中，上述升温速度为325℃/秒以上。
<5><1>～<4>项的任一项所述的方法，其中，将上述合金在上述结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度保持0～17秒。
<6><1>～<5>项的任一项所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
发明效果
根据本发明，即使为了得到高饱和磁化，具有非晶相的合金的主成分为Fe，但通过将该合金快速升温至结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度的温度范围，并立刻进行冷却或进行短时间保持，由此结晶相细化而能够得到低矫顽力。即，根据本发明，可提供兼备高饱和磁化和低矫顽力的软磁材料的制造方法。
附图说明
图1是示出将非晶合金夹入经加热的块体之间对该非晶合金进行加热的装置的概要的立体图。
图2是示出对非晶合金进行加热时的加热时间与非晶合金的温度的关系的坐标图。
图3是示出对具有Fe86B13Cu1组成的非晶合金进行热处理时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。
图4是示出对具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金进行热处理(升温速度：415℃/秒，保持时间：0秒)时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。
图5是示出对具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金进行热处理(升温速度：415℃/秒，保持温度：500℃)时的、保持时间与矫顽力的关系的坐标图。
图6是示出对具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金进行热处理(保持温度：500℃，保持时间：0～80秒)时的、升温速度与矫顽力的关系的坐标图。
图7是示出对具有Fe87B13组成的非晶合金进行热处理时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。
图8是示出对具有Fe87B13组成的非晶合金进行热处理(升温速度：415℃/秒；保持时间：0秒)时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。
图9是示出对具有Fe87B13组成的非晶合金进行热处理(保持温度：485℃；保持时间：0～30秒)时的、升温速度与矫顽力的关系的坐标图。
图10是示出对非晶合金进行快速升温和短时间保持(升温速度：415℃/秒；保持温度：485～570℃；保持时间：0～30秒)后的软磁材料的X射线衍射结果的图。
具体实施方式
以下，详细说明本发明涉及的软磁材料的制造方法的实施方式。予以说明，以下示出的实施方式不限定本发明。
为了兼得高饱和磁化和低矫顽力，将主成分为Fe且具有非晶相的合金快速升温至结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度的温度范围并进行短时间保持。
在本说明书中，所谓“主成分为Fe”，是指材料中的Fe的含量为50原子％以上。所谓“具有非晶相的合金”，是指在该合金内含有50体积％以上的非晶相，有时将其简称为“非晶合金”。“合金”具有薄带、薄片、粒状物和块状等形态。
不受理论约束，认为在结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度的温度范围对非晶合金进行热处理时，在该合金内发生如下现象。
在非晶合金处于结晶化开始温度以上时，由非晶相生成结晶相。将该过程中发生的现象分为在非晶合金中存在成为不均匀成核(异相成核)位点的元素的情形和在非晶合金中不存在这样的元素的情形进行说明。予以说明，在本说明书中，成为不均匀成核位点的元素是不易与Fe固溶的元素。
作为成为不均匀成核位点、不易与Fe固溶的元素的一例，可举出Cu。在非晶合金含有Cu时，Cu成为成核位点，以这些Cu簇为起点发生不均匀成核，结晶相细化。在非晶合金含有Cu时，认为即使在使非晶合金低速升温(1.7℃/秒左右)的情况下，也进行充分的成核，得到微细的结晶相。
另一方面，在非晶合金中不存在Cu这样的成为不均匀成核位点的元素的情况下，认为通过将非晶合金快速升温(10℃/秒以上)并立刻进行冷却或短时间(0～80秒)保持，可避免显微组织的粗化，得到微细的结晶相。其详细内容如下那样。予以说明，保持时间为0秒是指快速升温后立刻进行冷却或结束保持。
不均匀成核速度受原子输送和临界核的尺寸所支配。在原子输送高且临界核的尺寸小时，不均匀成核速度变高，显微组织细化。为了实现这两个条件，导入非晶体中的过冷液体区域是有效的。这是因为，过冷液体中的粘性流动非常大，由过冷液体中的成核引起的应变能比非晶体中的成核引起的应变能小得多。因此，当在过冷液体区域时，多数晶胚成为核。但是，在以往的热处理(退火)中，在由固体向过冷液体的转变受限的较低温度下，非晶体结晶化。因此，以往的升温速度下的不均匀成核非常有限。而通过快速加热，结晶化开始温度上升。因此，非晶相在非晶体向过冷液体的转变活跃地发生的高温度下保持非晶体，因此得到高的不均匀成核速度。其结果，成核频率变高。
这样，为了在过冷状态下生成的区域内实现原子输送、发生活跃的成核，将非晶合金快速升温(10℃/秒以上)至结晶化开始温度以上。将非晶合金快速升温时，粒生长速度也变大，因此使保持时间变短(0～80秒)，使进行粒生长的时间变短。从原子输送的观点出发，优选升温至与结晶化开始温度相比尽可能高的温度。但是，在非晶合金的温度达到Fe-B化合物生成开始温度时，生成Fe-B化合物。Fe-B化合物的磁晶各向异性大，因此使矫顽力增大。因此，优选将非晶合金快速升温至结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度的温度范围。在本发明中，由于快速加热带来的成核频率的增大效果，不必须添加Cu。因此，可实现不包含非磁性的Cu、Fe浓度更高的纳米组织，也可得到高于以往的饱和磁化。
在结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度的温度区域，快速升温是必要的。但是，将非晶合金在低于结晶化开始温度的温度区域进行低速升温的情况下，难以在非晶合金的温度到达结晶化开始温度时立刻转换至快速升温。另外，即使将非晶合金在低于结晶化开始温度的温度区域进行快速升温，也不会特别有问题。因此，可以从非晶合金的温度为低于结晶化开始温度时进行快速升温，在非晶合金到达结晶化开始温度后也可以在该状态下继续快速升温。
上述的快速升温在非晶合金中不存在成为不均匀成核位点的元素的情况下是有效的。而且，在非晶合金中存在如Cu那样成为不均匀成核位点的元素的情况下，可叠加地得到Cu成为成核位点从而晶粒细化的效果、及成核频率因快速升温而显著增大从而晶粒细化的效果。
根据目前为止说明的现象，本发明人发现，为了兼得高饱和磁化和低矫顽力，可进行如下热处理：将非晶合金快速升温至结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物生成开始温度，立刻进行冷却或在达到的温度下进行短时间保持。而且发现，这样的热处理是有效的，与非晶合金中是否存在如Cu那样的成为不均匀成核位点的元素无关。
以下，对基于这些发现的、本发明涉及的软磁材料的制造方法的构成进行说明。
(非晶合金的准备工序)
准备具有非晶相的合金(非晶合金)。如上所述，非晶合金具有50体积％以上的非晶相。从将非晶合金快速升温以及进行保持以得到更多微细结晶相的观点出发，关于非晶合金中的非晶相的含量，优选为60体积％以上、70体积％以上或90体积％以上。
非晶合金具有由组成式1或组成式2表示的组成。具有由组成式1表示的组成的非晶合金(以下有时称作“组成式1的非晶合金”)不含有成为不均匀成核位点的元素。具有由组成式2表示的组成的非晶合金(以下有时称作“组成式2的非晶合金”)含有成为不均匀成核位点的元素。
组成式1为Fe100-x-yBxMy。组成式1中，M为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni、Co和Sn中的至少一种元素，并且x和y满足10≤x≤16和0≤y≤8。x和y为原子％，x表示B的含量，y表示M的含量。
关于组成式1的非晶合金，主成分为Fe，即Fe的含量为50原子％以上。Fe的含量由B和M的剩余部分表示。从将非晶合金快速升温并进行保持而得到的软磁材料具有高饱和磁化这样的观点出发，Fe的含量优选为80原子％以上、84原子％以上或88原子％以上。
将主成分为Fe的金属溶液急冷而得到非晶合金。B(硼)在将金属溶液急冷时促进非晶相的形成。如果将金属溶液急冷而得到的非晶合金的B的含量(B的残留量)为10原子％以上，则非晶合金的主相为非晶相。如上所述，合金的主相为非晶相，是指合金中的非晶相的含量为50体积％以上。为了合金的主相为非晶相，非晶合金的B的含量优选为11原子％以上，更优选为12原子％以上。另一方面，如果非晶合金的B的含量为16原子％以下，则在非晶相的结晶化时能避免Fe-B化合物的形成。从避免化合物的形成的观点出发，关于非晶合金的B的含量，优选为15原子％以下，更优选为14原子％以下。
组成式1的非晶合金除了Fe和B以外，可以根据需要含有M。M为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni、Co和Sn中的至少一种元素。
在M中选择Nb、Mo、Ta、W和Sn中的至少一种且非晶合金含有这些元素的情况下，在将非晶合金快速升温和进行保持时，抑制结晶相的粒生长，抑制矫顽力的增大。与之相伴，即使在将非晶合金快速升温和保持之后，也使残留在该合金内的非晶相稳定化。在将非晶合金快速升温和保持时，在转变成了过冷状态的区域发生原子的输送，由此成核频率变高。通过非晶合金含有这些元素，非晶合金中的Fe的含量减少，饱和磁化下降。因此，非晶合金中的这些元素的含量优选设为所需最小量。
在M中选择Ni和Co中的至少一种且非晶合金含有这些元素的情况下，能抑制感应磁各向异性的大小。另外，在非晶合金含有Co时，能增大饱和磁化。
在非晶合金含有M的情况下，与M的含有量相应地发生上述的作用。即，关于Nb、Mo、Ta、W和Sn，发挥结晶相的粒生长的抑制和非晶相的稳定化的作用，而且关于Ni和Co，发挥感应磁各向异性的大小的控制和饱和磁化的增大的作用。从使这些作用的发挥变得明确的观点出发，关于M的含量，优选为0.2原子％以上，更优选为0.5原子％以上。另一方面，如果M为8原子％以下，则作为非晶合金的必要元素的Fe和B不过度变少，其结果，将非晶合金快速升温和进行保持而得到的软磁材料能兼得高饱和磁化和低矫顽力。予以说明，在选择两种以上的元素作为M的情况下，M的含量为这些元素的含量的合计。
组成式1的非晶合金除了Fe、B和M以外，还可以包含S、O和N等不可避免的杂质。不可避免的杂质是指原材料中包含的杂质等不能避免其含有或者为了避免其含有而招致制造成本的显著上升的杂质。包含这样的不可避免的杂质时的组成式1的合金的纯度优选为97质量％以上，更优选为98质量％以上，更进一步优选为99质量％以上。
接着，关于组成式2，对于与组成式1的情形不同的事项进行说明。
组成式2为Fe100-a-b-cBaCubM’c。组成式2中，M’为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni和Co中的至少一种元素，并且a、b和c分别满足10≤a≤16、0<b≤2和0≤c≤8。a、b和c为原子％，a表示B的含量，b表示Cu的含量，c表示M’的含量。
组成式2的非晶合金除了Fe和B以外，将Cu设为必需组成。组成式2的非晶合金除了Fe、B和Cu以外，还可以根据需要含有M’。M’为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni和Co中的至少一种元素。
非晶合金含有Cu时，在将非晶合金快速升温和进行保持时，Cu成为成核位点，以Cu簇为起点发生不均匀成核，结晶相粒子细化。即使非晶合金中的Cu的含量非常少，结晶相粒子的细化效果也比较大。为了该效果变得更明确，关于非晶合金中的Cu的含量，优选为0.2原子％以上，更优选为0.5原子％以上。另一方面，如果非晶合金中的Cu的含量为2原子％以下，则能通过液体急冷制作非晶合金而不生成结晶相。从非晶合金的脆化的观点出发，关于非晶合金中的Cu的含量，优选为1原子％以下，更优选为0.7原子％以下。
组成式2的非晶合金除了Fe、B、Cu和M’以外，还可以包含S、O和N等不可避免的杂质。不可避免的杂质是指原材料中包含的杂质等不能避免其含有或者为了避免其含有而招致制造成本的显著上升的杂质。包含这样的不可避免的杂质时的组成式2的非晶合金的纯度优选为97质量％以上，更优选为98质量％以上，更进一步优选为99质量％以上。
(将非晶合金快速升温并保持的工序)
对非晶合金以升温速度10℃/秒以上进行加热，并在结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物的生成开始温度下保持历时0～80秒。
如果升温速度为10℃/秒以上，则结晶相不粗化。从避免结晶相的粗化的观点出发，优选升温速度快，因此升温速度可以为45℃/秒以上、125℃/秒以上、150℃/秒以上或325℃/秒以上。另一方面，升温速度非常快时，用于加热的热源变得过大而有损经济性。从热源的观点出发，升温速度优选为415℃/秒以下。升温速度可以是从加热开始至保持开始的平均速度。在保持时间为0秒的情况下，可以是从加热开始至冷却开始的平均速度。或者，可以为某特定温度范围的平均速度。例如，可以为100～400℃之间的平均速度。
如果保持时间为0秒以上，则可由非晶相得到微细的结晶相。予以说明，保持时间为0秒，是指快速升温后立刻进行冷却或结束保持。保持时间优选为3秒以上。另一方面，如果保持时间为80秒以下，则能避免结晶相的粗化。从避免结晶相的粗化的观点出发，关于保持时间，可以为60秒以下、40秒以下、20秒以下或17秒以下。
如果保持温度为结晶化开始温度以上，则能使非晶相成为结晶相。由于保持时间为短时间，因此能提高保持温度。可以与保持时间良好平衡地适当选择保持温度。另一方面，如果保持温度超过Fe-B化合物生成开始温度，则由于Fe-B化合物的生成而产生强的磁晶各向异性，其结果，矫顽力增大。因此，通过在没有达到Fe-B化合物生成开始温度的最高温度下进行保持，能使结晶相细化而不生成Fe-B化合物。为了这样使结晶相细化，可以将非晶合金在略低于Fe-B化合物的生成开始温度下进行保持。所谓略低于Fe-B化合物的生成开始温度，可以是与Fe-B化合物的生成开始温度相比低5℃以下的温度、与Fe-B化合物的生成开始温度相比低10℃以下的温度或与Fe-B化合物的生成开始温度相比低20℃以下的温度。
只要能以目前为止说明的升温速度对非晶合金进行加热，则加热方法不特别限制。
在使用通常的气氛炉对非晶合金进行加热的情况下，使炉内气氛的升温速度高于对于非晶合金的所期望的升温速度是有效的。同样，使炉内气氛的温度高于对于非晶合金的所期望的保持温度是有效的。例如，在想要将非晶合金以150℃/秒升温、在500℃下保持的情况下，将炉内气氛以170℃/秒升温、在520℃下保持是有效的。
如果使用红外线炉代替通常的气氛炉，则可减少输入红外线加热器的热量与非晶合金接受的热量的时滞。予以说明，红外线炉是将红外线灯发出的光用凹面反射，快速地加热被加热物的炉。
进而，可以利用固体间的传热将非晶合金快速升温和进行保持。图1是示出将非晶合金夹入已加热至所期望的保持温度的块体之间而将该非晶合金快速升温和进行保持的装置的概要的立体图。
设置非晶合金1，使得能用块体2夹入。块体2具备发热体(未图示)。发热体与温度调节器3连接。以在非晶合金1与块体2之间发生固体间的传热的方式用预加热了的块体2将非晶合金1夹入，由此能加热非晶合金1。只要块体2能在非晶合金1与块体2之间有效地进行传热，则块体2的材质等没有特别限制。作为块体2的材质，可举出金属、合金和陶瓷等。
将非晶合金以100℃/秒以上的速度升温时，非晶合金自身因非晶相结晶化时释放的热而发热。在使用气氛炉或红外线炉等将非晶合金快速升温时，难以考虑非晶合金自身的发热来进行温度控制。因此，在使用气氛炉或红外线炉等的情况下，经常非晶合金的温度高于目标，招致结晶相的粗化。而如图1所示那样，在经加热的块体2之间夹入非晶合金1，由此在加热非晶合金1时，容易考虑非晶合金的自发热来进行温度控制。因此，在如图1所示那样将非晶合金快速升温时，非晶合金的温度不变得高于目标，可避免结晶相的粗化。
另外，在如图1所示那样将非晶合金快速升温时，能精确地进行非晶合金的温度控制，因此能在略低于Fe-B化合物的生成开始温度下保持非晶合金，能使结晶相细化而不生成Fe-B化合物。
(非晶合金的制造方法)
接着，对非晶合金的制造方法进行说明。只要可得到具有由上述的组成式1或组成式2表示的组成的非晶合金，则非晶合金的制造方法不特别限制。如上所述，合金具有薄带、薄片、粒状物和块状等形态。可适当选择非晶合金的制造方法，以得到所期望的形态。
作为非晶合金的制造方法，例如可举出：预先准备以非晶合金成为由组成式1或组成式2表示的组成的方式配合的铸块，将该铸块熔融而得到的金属溶液急冷，得到非晶合金。在铸块的熔融时有损耗的元素的情况下，准备具有预估了该损耗量的组成的铸块。另外，在将铸块粉碎后进行熔融的情况下，优选在粉碎前对铸块进行均质化热处理。
金属溶液的急冷方法可以为常规方法，可举出使用了由铜或铜合金等制作的冷却辊的单辊法等。单辊法中的冷却辊的周速可以为制造主成分为Fe的非晶合金时的标准周速。冷却辊的周速例如可以为15m/秒以上、30m/秒以上或40m/秒以上，可以为55m/秒以下、70m/秒以下或80m/秒以下。
将金属溶液喷出至单棍时的金属溶液的温度优选比铸块的熔点高50～300℃。将金属溶液喷出时的气氛没有特别限制，从减少氧化物等混入非晶合金中的观点出发，优选非活性气体等的气氛。
实施例
以下，利用实施例进一步具体地说明本发明。予以说明，本发明不限于此。
(非晶合金的制作)
以成为规定组成的方式称量原材料，将其电弧熔融后，在铸模中铸造，制作了铸块。作为原材料，使用纯Fe、Fe-B合金、纯Cu等。
将细碎地切断的铸块装入液体急冷装置(单棍法)的喷嘴，利用高频加热熔融，得到金属溶液。然后，将金属溶液喷出至周速40～70m/s的铜辊，得到宽度1mm的非晶合金。予以说明，在以下所述的热处理前，对非晶合金进行X射线衍射(XRD：X-Ray Diffraction)分析。另外，测定了结晶化开始温度、Fe-B化合物生成开始温度和非晶相的居里温度。在这些测定中，使用了差热分析(DTA：Differential Thermal Analysis)和热磁重量分析(TMGA：Thermo-Magneto-Gravimetric Analysis)。
(非晶合金的热处理)
如图1所示，将非晶合金夹入经加热的块体之间，将非晶合金加热一定时间。通过该加热，使非晶合金中的非晶相结晶化，制得软磁材料的试样。予以说明，升温速度如图2所示那样，基于100～400℃的温度范围。
(试样的评价)
对热处理后的试样进行了以下评价。使用振动试样型磁强计(VSM：VibratingSample Magnetometer)测定了饱和磁化(最大施加磁场10kOe)。使用直流BH分析仪测定了矫顽力。利用XRD分析进行了结晶相的鉴定。
将评价结果示于表1-1～表1-5。表1-1～表1-5中一并记载了非晶合金的组成、加热条件、结晶化开始温度、Fe-B化合物生成开始温度、非晶相的居里温度。
[表1-1]
[表1-2]
[表1-3]
[表1-4]
[表1-5]
另外，在图3～图9中如下地汇总了评价结果。
图3是示出对具有Fe86B13Cu1组成的非晶合金进行热处理时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。图4是示出对具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金进行热处理(升温速度：415℃/秒，保持时间：0秒)时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。图5是示出对具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金进行热处理(升温速度：415℃/秒，保持温度：500℃)时的、保持时间与矫顽力的关系的坐标图。图6是示出对具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金进行热处理(保持温度：500℃，保持时间：0～80秒)时的、升温速度与矫顽力的关系的坐标图。
图7是示出对具有Fe87B13组成的非晶合金进行热处理时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。图8是示出对具有Fe87B13组成的非晶合金进行热处理(升温速度：415℃/秒；保持时间：0秒)时的、保持温度与矫顽力的关系的坐标图。图9是示出对具有Fe87B13组成的非晶合金进行热处理(保持温度：485℃；保持时间：0～30秒)时的、升温速度与矫顽力的关系的坐标图。
而且，图10是示出对非晶合金进行快速升温和短时间保持(升温速度：415℃/秒；保持温度：485～570℃；保持时间：0～30秒)后的软磁材料的X射线衍射结果的图。
如从图3可知的那样，能确认：在将具有Fe86B13Cu1组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，矫顽力下降。
如从图4可以的那样，能确认：在将具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，若保持温度超过Fe-B化合物生成开始温度(517℃)，则矫顽力增大。
如从图5可知的那样，能确认：在将具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，虽然矫顽力因保持时间的增加而慢慢增加，但如果保持时间为80秒以下，则维持10A/m以下的低矫顽力。
如从图6可知的那样，能确认：在将具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，矫顽力因升温速度的增加而降低。
如从图7可知的那样，能确认：在将具有Fe87B13组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，矫顽力下降。另外，认为如果保持温度低于400℃，则即使保持300秒，也不能使非晶质结晶化，不能得到所期望的饱和磁化。
如从图8可知的那样，能确认：在将具有Fe87B13组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，若保持温度超过Fe-B化合物生成开始温度(495℃)，则矫顽力增大。
如从图9可知的那样，能确认：在将具有Fe85B13Nb1Cu1组成的非晶合金快速升温并短时间保持时，矫顽力因升温速度的增加而下降。
另外，如从表1-1～表1-5可知的那样，能确认：在将非晶合金快速升温并短时间保持的情况下(实施例1～64)，可在维持高饱和磁化的同时得到低矫顽力。另一方面，在将非晶合金低速升温并长时间保持的情况下(比较例1)，虽然得到高饱和磁化，但能确认矫顽力增大。
予以说明，认为存在尽管保持温度高于Fe-B化合物生成开始温度但矫顽力不增大的实施例的原因为如下那样。表1-1～表1-5所示的Fe-B化合物生成开始温度通过差热分析来测定。差热分析中的试样的升温速度非常慢。通常，化合物的生成开始温度受升温速度的影响。因此，认为差热分析中测定的Fe-B化合物生成开始温度低于将非晶合金快速升温时的Fe-B化合物的生成开始温度。而且，这也从如下得到证实：关于全部的实施例的试样，如图10所示那样，在X射线衍射分析中确认不到Fe-B化合物的峰。
另外，基于图10的X射线衍射图，由半宽度算出平均晶粒时，能确认平均粒径为30nm以下。
由以上结果，能确认本发明的效果。
附图标记说明
1 非晶合金
2 块体
3 温度调节器
Claims (13)
1.软磁材料的制造方法，其包括：
准备具有由下述组成式1表示的组成且具有非晶相的合金，和
以升温速度10℃/秒以上对上述合金进行加热，并在结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物的生成开始温度保持历时0～80秒；其中，
上述组成式1为Fe100-x-yBxMy，M为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni、Co和Sn中的至少一种元素，并且x和y以原子％计满足10≤x≤16和0≤y≤8。
2.权利要求1所述的方法，其中，对金属溶液进行急冷，得到上述合金。
3.权利要求1或2所述的方法，其中，上述升温速度为125℃/秒以上。
4.权利要求1或2所述的方法，其中，上述升温速度为325℃/秒以上。
5.权利要求1或2所述的方法，其中，将上述合金在上述结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物的生成开始温度保持历时0～17秒。
6.权利要求3所述的方法，其中，将上述合金在上述结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物的生成开始温度保持历时0～17秒。
7.权利要求4所述的方法，其中，将上述合金在上述结晶化开始温度以上且低于Fe-B化合物的生成开始温度保持历时0～17秒。
8.权利要求1或2所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
9.权利要求3所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
10.权利要求4所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
11.权利要求5所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
12.权利要求6所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
13.权利要求7所述的方法，其包括：将上述合金夹入经加热的块体之间对上述合金进行加热。
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Effective date of registration: 20210323 Address after: Aichi Prefecture, Japan Applicant after: Toyota Motor Corp. Address before: Aichi Prefecture, Japan Applicant before: Toyota Motor Corp. Applicant before: MONASH University |
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| GR01 | Patent grant | ||
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