CN113053611A - 软磁性合金、软磁性合金薄带及其制造方法、磁芯以及部件 - Google Patents

软磁性合金、软磁性合金薄带及其制造方法、磁芯以及部件 Download PDF

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Abstract

本发明提供饱和磁通密度高、铁损低的软磁性合金、由该合金构成的软磁性合金薄带及其制造方法、使用该软磁性合金薄带的磁芯以及部件。本发明的软磁性合金由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4，所述软磁性合金具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。

Description

软磁性合金、软磁性合金薄带及其制造方法、磁芯以及部件
技术领域
本公开涉及软磁性合金、软磁性合金薄带及其制造方法、磁芯以及部件。
背景技术
具有纳米晶体结构的软磁性合金可获得优异的磁特性，用于变压器、电子部件、马达等。这些变压器、电子部件、马达等需要小型化、高效化。因此，对于这些部件(变压器、电子部件、马达等)中使用的软磁性合金，需要进一步提高特性。作为该软磁性合金所需的特性，有饱和磁通密度高、铁损低。这些部件中，随着半导体等的高频化，很多都在提高工作频率而推进小型化，铁损低的Fe基非晶质合金、Fe基纳米晶合金备受瞩目，为了商业普及，要求价格、生产率、热处理性优异的软磁性合金。
专利文献1中记载了一种通过下述方法制造兼顾高饱和磁化和低矫顽力的软磁性材料的方法：将具有组成式为Fe100-a-b-cBaCubM’c，M’为选自Nb、Mo、Ta、W、Ni和Co的至少1种元素且满足10≦a≦16、0＜b≦2和0≦c≦8的组成并且具有非晶质相的合金以10℃/秒以上的升温速度加热，而且在结晶起始温度以上、低于Fe-B化合物的生成起始温度的温度保持0～80秒。
专利文献2中公开了一种软磁性合金，其特征在于，由组成式((Fe(1－(α+β))X1αX2β)(1－(a+b+c+d+e)))BaSibCcCudMe构成，X1为选自由Co和Ni组成的组中的1种以上，X2为选自由Al、Mn、Ag、Zn、Sn、As、Sb、Bi、N、O和稀土元素组成的组中的1种以上，M为选自由Nb、Hf、Zr、Ta、Ti、Mo、W和V组成的组中的1种以上，0.140＜a≦0.240、0≦b≦0.030、0＜c＜0.080、0＜d≦0.020、0≦e≦0.030、α≧0、β≧0、0≦α+β≦0.50。据记载，该软磁性合金是同时具有高饱和磁通密度、低矫顽力和高导磁率μ′的软磁性合金。
专利文献3中公开了一种软磁性合金，其由Fe100-x-y-zAxMyXz表示，这里，A为选自Cu和Au中的至少1种以上元素，M为选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W中的至少1种以上元素、X为选自B和Si中的至少一种以上元素，按原子％计，0＜x≦5、0.4≦y＜2.5、10≦z≦20，软磁性合金的饱和磁通密度为1.7T以上、矫顽力为15A/m以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2018/025931号
专利文献2：日本特开2019-94532号公报
专利文献3：国际公开第2008/133301号
发明内容
发明所要解决的课题
根据专利文献1中记载的软磁性材料，公开了具有高饱和磁化的软磁性材料。然而，专利文献1中记载的软磁性材料由于不含Si，因此在材料表面不会形成有助于软磁性材料的耐腐蚀性的SiO2膜，因此难以防止锈蚀等。
专利文献2中记载的软磁性合金中，饱和磁通密度(Bs)不太高。一般而言，Fe量变多则饱和磁通密度提高，但在Fe量为84at％的实施例6中，饱和磁通密度(Bs)为1.76T。此外，认为由于B量较多，因此热处理性不足够。
专利文献3中记载的软磁性合金中含有大量昂贵的Nb等M元素，因此价格提高。此外，在铸造方向上产生了各向异性，在铸造方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度与在与铸造方向正交的方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度之比大，因此不适合需要各向同性的用途。
本公开希望提供饱和磁通密度高、铁损低的软磁性合金、由该软磁性合金构成的软磁性合金薄带及其制造方法、使用该软磁性合金薄带的磁芯以及部件。
用于解决课题的方法
用于解决上述课题的具体方法包括以下的方式。
＜1＞一种软磁性合金，其由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4，
所述软磁性合金具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。
＜2＞根据＜1＞所述的软磁性合金，其中，83≦a≦86、0.3≦b≦2、0.4≦d≦0.9、0≦e≦0.3。
＜3＞根据＜1＞或＜2＞所述的软磁性合金，其中，13.0≦c≦14.0。
＜4＞根据＜1＞～＜3＞中任一项所述的软磁性合金，其中，Fe的一部分在最高达6原子％的范围内被Co、Ni中的至少1种元素置换。
＜5＞根据＜1＞～＜4＞中任一项所述的软磁性合金，其中，饱和磁通密度为1.75T以上。
＜6＞根据＜1＞～＜5＞中任一项所述的软磁性合金，其中，密度为7.45g/cm3以上。
＜7＞一种软磁性合金薄带，其合金组成由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4，
所述软磁性合金薄带具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织，饱和磁通密度为1.75T以上，1kHz、1T时的铁损为25W/kg以下。
＜8＞根据＜7＞所述的软磁性合金薄带，其中，密度为7.45g/cm3以上。
＜9＞根据＜7＞或＜8＞所述的软磁性合金薄带，其中，占积率为86％以上。
＜10＞根据＜7＞～＜9＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，厚度为25μm以上。
＜11＞根据＜7＞～＜10＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，占积率为88％以上。
＜12＞根据＜7＞～＜11＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，在所述软磁性合金薄带的铸造方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度L、与在与所述软磁性合金薄带的铸造方向正交的方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度W的值之比(L/W)为0.7～1.3。
＜13＞根据＜7＞～＜12＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，饱和磁致伸缩为20ppm以下。
＜14＞根据＜7＞～＜13＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，83≦a≦86、0.3≦b≦2、0.4≦d≦0.9、0≦e≦0.3，饱和磁通密度为1.77T以上。
＜15＞根据＜7＞～＜14＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，13.0≦c≦14.0。
＜16＞根据＜7＞～＜15＞中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，Fe的一部分在最高达6原子％的范围内被Co、Ni中的至少1种元素置换。
＜17＞一种软磁性合金薄带的制造方法，其为获得＜7＞～＜16＞中任一项所述的软磁性合金薄带的制造方法，具有使合金熔液喷在旋转的冷却辊上，在所述冷却辊上冷却所述合金熔液而获得合金薄带的薄带制造工序，所述冷却辊的外周部由热导率为120W/(m·K)以上的Cu合金构成。
＜18＞一种软磁性合金薄带的制造方法，其是对合金薄带进行热处理，制造具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织的软磁性合金薄带的方法，其中，在所述热处理中，将比bccFe结晶起始温度低10～140℃的温度设为温度T1，将比FeB析出起始温度低30～120℃的温度设为温度T2，
以50℃/秒以上的升温速度从室温加热至温度T1，
以比升温至温度T1的速度慢且为400℃/秒以下的升温速度从温度T1加热至温度T2，
达到温度T2后冷却，或者
达到温度T2后以温度T2-50℃至温度T2间的温度保持0.5～60秒，然后冷却。
＜19＞根据＜18＞所述的软磁性合金薄带的制造方法，所述热处理前的合金薄带是将合金熔液喷在旋转的冷却辊上，在所述冷却辊上使所述合金熔液冷却而得到的，所述冷却辊的外周部由热导率为120W/(m·K)以上的Cu合金构成。
＜20＞根据＜18＞或＜19＞所述的软磁性合金薄带的制造方法，将所述热处理前的合金薄带的密度设为M1，将所述热处理后的合金薄带的密度设为M2时，M2/M1为1.005以上。
＜21＞根据＜18＞～＜20＞中任一项所述的软磁性合金薄带的制造方法，所述软磁性合金薄带的合金组成由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4。
＜22＞一种磁芯，其使用＜7＞～＜16＞中任一项所述的软磁性合金薄带构成。
＜23＞一种部件，其具备＜22＞所述的磁芯和绕线。
发明效果
根据本公开的一个方式，能够获得饱和磁通密度高、铁损低的软磁性合金和软磁性合金薄带。此外，根据本公开的一个方式，能够获得具有各向同性的软磁性合金薄带。此外，根据使用本公开的一个方式的软磁性合金薄带的磁芯和部件，能够获得具有饱和磁通密度高、铁损低的特性的磁芯以及部件。
附图说明
图1为显示本公开的一个实施例的热处理模式例和热处理模式的比较例的图。
图2为比较例的热处理模式中经热处理的试样的保持温度与B8000、铁损的相关图。
图3为本公开的一个实施例的热处理模式中经热处理的试样的保持温度与B8000、铁损的相关图。
具体实施方式
以下，详细地对本公开的实施方式进行说明。本公开不受以下实施方式的任何限制，在本公开目的的范围内，可以适当进行变更而实施。
本公开中，用“～”表示的数值范围表示的是包括“～”前后记载的数值分别作为下限值和上限值的范围。本公开中分段记载的数值范围中，某一数值范围中记载的上限值或下限值可以替换为其他阶段性记载的数值范围的上限值或下限值。此外，本公开中记载的数值范围中，某一数值范围中记载的上限值或下限值也可以替换为实施例所示的值。
本公开中，2个以上的优选方式的组合是更优选的方式。
本公开的软磁性合金由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4，
前述软磁性合金具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。
首先，以下详细地对本公开的组成进行说明。
Fe(铁)按原子％计为82.5％以上86％以下。
通过将Fe的含量设为82.5％以上，能够使饱和磁通密度满足1.75T以上。优选为83％以上，进一步优选为83.5％以上，进一步优选为84％以上。
此外，如果Fe的含量超过86％则难以非晶化，因此Fe的含量设为86％以下。优选为85.5％以下。
Si(硅)按原子％计为0.3％以上3％以下。
通过含有Si，从而能够在合金表面形成数十nm厚的SiO2氧化膜。由此能够提高软磁性合金的耐腐蚀性。为了获得该提高耐腐蚀性的效果，含有0.3％以上的Si。优选为1.0％以上。
如果Si的含量超过3％则难以获得超过1.75T的饱和磁通密度，此外，难以使软磁性合金薄带的板厚增厚。因此，Si的含量设为3％以下。优选为2％以下，进一步优选为1.4％以下。
B(硼)按原子％计为12.5％以上15.0％以下。
B的含量低于12.5％则难以形成非晶，因此B的含量设为12.5％以上。优选为13.0％以上，进一步优选为13.5％以上。
B的含量超过15.0％则bccFe(αFe)结晶起始温度与FeB析出起始温度之差变小，最合适的热处理温度的范围变窄。因此，难以获得在1T、1kHz时可获得25W/kg以下的铁损的均匀且微细的纳米晶体组织。据此，B的含量设为15.0％以下。优选为14.5％以下，进一步优选为14.4％以下，进一步优选为14.0％以下。
Cu(铜)按原子％计为0.05％以上0.9％以下。
Cu的含量低于0.05％时，难以获得在1T、1kHz时可获得25W/kg以下的铁损的均匀且微细的纳米晶体组织。因此，Cu的含量设为0.05％以上。优选为0.2％以上，进一步优选为0.4％以上，进一步优选为0.5％以上。
Cu的含量超过0.9％则容易脆化，软磁性合金薄带难以增厚。因此，Cu的含量设为0.9％以下。优选为0.7％以下，进一步优选为0.6％以下。
M元素为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计为0％以上且低于0.4％。
M元素可以为0％，但通过含有M元素，能够使引起磁特性显著劣化的FeB化合物的析出起始温度向高温侧迁移。由此能够扩大bccFe(αFe)结晶起始温度与FeB析出起始温度之差，具有扩大最合适的热处理温度的范围的效果，能够缓和热处理条件。优选为0.1％以上，进一步优选为0.15％以上。
M元素价格昂贵，因此价格会随着含量的增加而增加。因此优选含量少。因此，M元素的含量设为低于0.4％。优选为0.3％以下，进一步优选为0.25％以下。
本公开的软磁性合金可以将Fe的一部分在最高达6原子％的范围内用Co、Ni中的至少1种元素置换。本公开的软磁性合金也可以将Fe的一部分在最高达5原子％的范围内用Co、Ni中的至少1种元素置换。
本公开的软磁性合金可以含有C(碳)。C优选为1质量％以下。
本公开的软磁性合金除了含有由组成式FeaSibBcCudMe表示的元素以外还可以含有上述Co、Ni、C以外的杂质。
作为杂质，上述记载的元素以外的元素成为对象。可列举例如S(硫)、O(氧)、N(氮)、Cr、Mn、P、Ti、Al等。例如，S的含量优选为200质量ppm以下，O的含量优选为5000质量ppm以下，N的含量优选为1000质量ppm以下。杂质的总含量优选为0.5质量％以下。此外，只要是在上述范围内，则也可以添加相当于杂质的元素。
本公开的软磁性合金具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。将该粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织也称为纳米晶体组织。此外，将晶体粒径为60nm以下的晶体称也为纳米晶体。
本公开的软磁性合金的一个特征在于，具有纳米晶体组织。
此外，本公开的软磁性合金中，纳米晶体的比例按体积率计优选为50％以上。该体积率例如可以通过用透射型电子显微镜(TEM)对合金截面进行观察，观察纳米晶体和非晶质相，算出大概的比例。即，可以从观察图像来判断是否为50％以上。
此外，观察合金截面时，优选在特定视野面积中晶体粒径为60nm以下的晶粒的面积率占50％以上(将特定视野面积设为100％时的值)。本公开的软磁性合金具有晶体粒径为60nm以下的晶粒和非晶质相，晶体粒径为60nm以下的晶粒的面积率优选为50％以上。例如，可以通过用透射型电子显微镜(TEM)对合金截面进行观察，观察晶粒和非晶质相，判断面积率。
本公开的软磁性合金中，饱和磁通密度优选为1.75T以上。此外，本公开的软磁性合金的饱和磁通密度优选为1.77T以上。
本公开的软磁性合金的密度优选为7.45g/cm3以上。通过密度为7.45g/cm3以上，从而纳米晶体的体积率提高，饱和磁通密度提高。
本公开的软磁性合金中，1kHz、1T时的铁损优选为25W/kg以下。此外，该铁损优选为18W/kg以下。此外，该铁损优选为15W/kg以下。
此外，本公开的软磁性合金的饱和磁致伸缩优选为20ppm以下。由此容易获得各向同性。
根据本公开的软磁性合金，能够获得具有高饱和磁通密度和低铁损的软磁性合金。
本公开的软磁性合金可以制成以下说明的合金薄带、将合金薄带粉碎而得的粉碎粉、使用雾化法等制造的粉末的形态。
本公开的软磁性合金薄带可以通过下述方法获得：使成为上述软磁性合金组成的合金熔液喷到旋转的冷却辊上，在冷却辊上骤冷凝固，得到合金薄带，对该合金薄带进行热处理。
合金熔液可以是配合成为目标合金组成的各元素源(纯铁、硼铁、硅铁等)，用感应加热炉加热使其达到熔点以上，熔化而形成合金熔液。
可以将合金熔液从预定形状的狭缝状喷嘴喷到旋转的冷却辊上，使合金熔液在冷却辊上骤冷凝固，获得合金薄带。此时，冷却辊可以设为外径350～1000mm、宽度100～400mm、旋转的圆周速度20～35m/s。该冷却辊内部优选具备用于抑制外周部的温度上升的冷却机构(水冷等)。
此外，优选冷却辊的外周部由热导率由120W/(m·K)以上的Cu合金构成。通过将外周部的热导率设为120W/(m·K)以上，从而能够提高由合金熔液铸造成合金薄带时的冷却速度。通过这样操作，能够抑制合金薄带的脆化、实现合金薄带的增厚，同时通过抑制铸造时的表面结晶化而能够抑制热处理时的晶粒粗大化并降低铁损。
此外，冷却辊的外周部的热导率优选设为150W/(m·K)以上，进一步优选设为180W/(m·K)以上。特别是在软磁性合金薄带的厚度为30μm以上时，优选将外周部的热导率设为150W/(m·K)以上。
需说明的是，冷却辊的外周部是与合金熔液接触的部分，其厚度可以为5～15mm左右，其内侧可以使用维持辊筒结构的结构材料。
可以通过在使合金熔液在冷却辊上骤冷凝固而制作合金薄带后，对该合金薄带实施热处理，从而获得具有纳米晶体组织的软磁性合金薄带。该热处理时，优选在升温至bccFe(αFe)结晶起始温度以上的温度的同时，以使合金薄带达不到FeB析出起始温度的方式调整温度，进行热处理。
以往的合金薄带的热处理一般而言通过下述热处理工序来实施：以10℃/秒以上的升温速度从室温加热至比FeB析出起始温度低30～100℃的温度，加热后保持数秒。
但在为了获得高饱和磁通密度而减少了Cu、Nb并增加了Fe量的合金薄带中，bccFe(αFe)结晶起始温度与FeB析出起始温度的温度差变小，最合适的热处理温度(最高温度)的范围变得非常窄。因此产生了必须在很窄的温度范围内调整热处理温度(最高温度)这样的问题。此外，对于在实际生产中制造的宽度宽的合金薄带而言，产生宽度方向的冷却、板厚的不均、每个批次的组成不均，因此更难以在窄的温度范围内调整热处理温度，存在难以进行均匀热处理的课题。
本公开的合金薄带的热处理中，优选将比bccFe(αFe)结晶起始温度低10～140℃的温度设为温度T1，将比FeB析出起始温度低30～120℃的温度设为温度T2，以50℃/秒以上的升温速度从室温加热至温度T1，以比升温至温度T1的速度慢且为400℃/秒以下的升温速度从温度T1加热至温度T2，然后冷却。达到温度T2后，可以直接冷却，也可以在达到温度T2后以温度T2-50℃至温度T2之间的温度保持0.5～60秒，然后冷却。T1可以是比bccFe(αFe)结晶起始温度低10～120℃的温度。T2可以是比FeB析出起始温度低10～120℃的温度或比FeB析出起始温度低10～100℃的温度。
这里，升温速度设为该温度间的平均升温速度。例如，从室温至温度T1的升温速度可以以从室温至温度T1的时间(秒)为分母、以从温度T1减去室温(25℃)而得的温度为分子来计算。
根据本公开的合金薄带的热处理方法，能够稳定制造高饱和磁通密度且低铁损的软磁性合金薄带。
需说明的是，本公开的合金薄带的热处理也可以在将合金薄带加工成磁芯形状后进行。该磁芯形状是指，通过压制等将合金薄带加工成磁芯形状的薄带、或将该磁芯形状薄带层叠而成的磁芯、将薄带卷绕而构成的卷绕磁芯等。
图1显示本公开的一个实施例的热处理模式例和热处理模式的比较例。图2(热处理模式的比较例)、图3(本公开的一个实施例)显示以此时的保持温度为X轴、以施加8000A/m的磁场时的磁通密度B8000和1T、1kHz时的铁损(CL)为Y轴的相关关系，表1(热处理模式的比较例)、表2(本公开的一个实施例)显示此时的热处理条件和B8000、铁损的值。该试样的合金组成与下面说明的表3的No.3相同，bccFe(αFe)结晶起始温度为460℃，FeB析出起始温度为580℃。
如图2、表1所示，比较例C1～C5的热处理模式中，随着保持温度从470℃提高至500℃，B8000也逐渐从1.76T提高至1.83T。保持温度为500℃时的铁损与470℃～490℃时相比，铁损显著高。在B8000超过1.82T时的保持温度以上的情况下，铁损急剧増加，能够兼顾高饱和磁通密度和低铁损的温度范围非常窄。
另一方面，如图3、表2所示，本公开的一个实施例E1～E4的热处理模式中，E1、E2、E3、E4的T1依次比bccFe(αFe)结晶起始温度(460℃)低100℃、90℃、80℃、50℃，E1、E2、E3、E4的T2依次比FeB析出起始温度(580℃)低90℃、80℃、70℃、40℃。E1～E4的热处理模式中的T1的保持时间为0秒，T2的保持时间为0.5秒。
本公开的一个实施例E1～E4的热处理模式中，T2的保持温度为490℃～540℃时，B8000显示1.82T～1.83T这样的几乎稳定的高的值，此外，铁损也显示9.8W/kg～11W/kg之间的几乎同样的值。由此可知，B8000超过1.82T，铁损成为25W/kg以下的保持温度的温度范围存在50℃以上，能够稳定地获得高饱和磁通密度和低铁损。通过本公开的一个实施例的热处理模式得到的试样具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。此外，对各试样进行截面观察，结果晶体粒径为60nm以下的晶粒的面积率为50％以上(将观察视野面积设为100％时的值)。需说明的是，图3、表2中，保持温度为T2。
[表1]
Figure BDA0002854957980000111
[表2]
Figure BDA0002854957980000112
从热处理的生产率、生成的核密度、抑制晶体粒径粗大化的观点出发，优选热处理时的升温速度快。但是，升温速度过快则在短时间内发生结晶化，单位时间的发热量变大，合金薄带的温度过度上升，会达到FeB的析出起始温度，诱发FeB的析出，或者即使在未达到FeB的析出起始温度的情况下，温度也会上升，导致晶体粒径的生长加速、铁损变差。
因此，本公开的热处理中，从第1温度T1起控制升温速度，抑制FeB的析出。此外，也能够通过控制升温速度来抑制晶体的生长，抑制晶体的不均。由此能够改善铁损增加、因收缩差而产生的皱纹等热处理时产生的形状的不良状况。
需说明的是，从室温至温度T1的升温速度越快越好，例如为50℃/秒以上。根据设备能力来选择即可。优选为200℃/秒以上，进一步优选为300℃/秒以上，进一步优选为400℃/秒以上。
此外，从温度T1至温度T2的升温速度为400℃/秒以下，优选为200℃/秒以下，进一步优选为150℃/秒以下，进一步优选为100℃/秒以下。此外，从温度T1至温度T2的升温速度优选为10℃/秒以上，进一步优选为30℃/秒以上，进一步优选为50℃/秒以上。
从室温至温度T1的升温速度为200℃/秒以上时，从温度T1至温度T2的升温速度低于200℃/秒，优选为150℃/秒以下，进一步优选为100℃/秒以下。
从温度T1至温度T2的升温速度为300℃/秒以上时，从温度T1至温度T2的升温速度低于300℃/秒，优选为200℃/秒以下，进一步优选为150℃/秒以下，最优选为100℃/秒以下。
本公开的软磁性合金薄带中，如上所述以快的升温速度进行热处理，同时,以快的升温速度进行热处理直到由bccFe(αFe)的结晶化导致温度开始上升的温度以下的温度T1为止，将温度T1以后的升温速度设为比之前的升温速度慢且为400℃/秒以下，控制结晶化导致的发热，从而抑制FeB化合物的析出和αFe的晶粒生长。
由此，本公开的软磁性合金薄带中，通过本公开的热处理方法，能够扩大可获得高饱和磁通密度和低铁损的热处理温度范围，控制的温度范围变宽，能够获得热处理性优异的软磁性合金薄带。
本公开的软磁性合金薄带中，将热处理前的合金薄带的密度设为M1，将热处理后的合金薄带的密度设为M2时，M2/M1优选为1.005以上。通过上述本公开的热处理方法，能够提高合金薄带的密度。由此能够获得高饱和磁通密度。
本公开的软磁性合金薄带的饱和磁通密度高、铁损低。作为该饱和磁通密度，能够获得1.75T以上的值；作为铁损，在1kHz、1T时能够获得25W/kg以下的值。此外，该铁损优选为18W/kg以下。
此外，本公开的软磁性合金薄带的密度优选为7.45g/cm3以上。通过密度为7.45g/cm3以上，从而纳米晶体的体积率提高，饱和磁通密度提高。
此外，本公开的软磁性合金薄带的饱和磁通密度优选为1.77T以上。
此外，本公开的软磁性合金薄带在1kHz、1T时的铁损优选为15W/kg以下。
此外，本公开的软磁性合金薄带的饱和磁致伸缩优选为20ppm以下。由此容易获得各向同性。
此外，本公开的软磁性合金薄带具有上述软磁性合金的构成和特征。它们的说明是重复的，因而适用上述记载。
此外，本公开的软磁性合金薄带的厚度优选为15μm以上，进一步优选为20μm以上，进一步优选为25μm以上，进一步优选为30μm以上。例如，通过厚度为25μm以上，从而能够降低将软磁性合金薄带层叠而制作磁芯时的工时和制造成本。进一步优选为32μm以上。此外，如果软磁性合金薄带的厚度增加则制造合金薄带会变得困难。因此优选为50μm以下。更优选为35μm以下。
此外，在有必要在超过1kHz的高频段更加降低铁损的用途中，优选为板厚15～25μm左右的软磁性合金薄带。
此外，本公开的软磁性合金薄带能够获得高占积率。本公开的软磁性合金薄带中，可以将占积率设为86％以上。此外，本公开的软磁性合金薄带的占积率优选为88％以上，进一步优选为占积率90％以上。通过为高占积率，从而在将软磁性合金薄带层叠时，与占积率低的合金薄带相比，即使为相同的层叠数也能够减小层叠厚度，有助于磁芯的小型化以及部件的小型化。
需说明的是，占积率可以通过以下基于JIS C 2534:2017的方法来测定。
将20片切成120mm长度的薄带重叠并置于平整的试样台，将直径16mm的平整的砧台以50kPa的压力置于层叠的薄带上，在宽度方向上以10mm间隔测定高度。将此时的最大高度设为hmax(μm)，由以下的计算式求出占积率LF。
LF(％)＝试样的重量(g)/密度(g/cm3)/hmax(μm)/试样长度(240cm)/薄带的宽度(cm)×10000
此时，密度(g/cm3)是热处理后的合金薄带的密度。
此外，对于本公开的软磁性合金薄带而言，在软磁性合金薄带的铸造方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度L、与在与前述软磁性合金薄带的铸造方向正交的方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度W的值之比(L/W)优选为0.7～1.3。通过比(L/W)为0.7～1.3，从而能够获得各向同性高的软磁性合金薄带。
一般而言，对于上述那样使合金熔液喷到旋转的冷却辊上，骤冷凝固而制造的合金薄带而言，会在铸造方向上导入各向异性。需说明的是，铸造方向是沿冷却辊的旋转方向的方向，是连续铸造的合金薄带的长度方向。
如上述那样在铸造时导入有铸造方向的各向异性的软磁性合金薄带中，所导入的各向异性对热处理后(形成纳米晶体组织的热处理后)的特性也产生影响。特别是，如果非晶质相的体积率高，则在合金薄带的铸造方向(合金薄带的长度方向)和与铸造方向正交的方向(是与长度方向正交的方向，相当于合金薄带的宽度方向)上的磁通密度不同，热处理后各向异性也会残留。
但是，也存在马达用途等要求各向同性的软磁性合金薄带的用途。因此，优选为了将铸造方向和与铸造方向正交的方向的磁通密度之差控制在一定范围内而实施提高晶体体积率的热处理。
另一方面，如果为了提高纳米晶体的体积率而延长高温或热处理时间，则在某些条件下，FeB化合物会析出，磁特性劣化。特别是在Fe量多的软磁性合金薄带中，实现各向同性的热处理的温度范围窄，存在难以获得兼具高饱和磁通密度、低铁损、各向同性的具有纳米晶体组织的软磁性合金薄带这样的课题。
根据本公开，能够解决上述课题，在抑制FeB化合物的析出的同时获得兼具高饱和磁通密度和低铁损的软磁性合金薄带，还能够获得进一步兼具各向同性的软磁性合金薄带。
本公开的软磁性合金薄带中，用于获得所希望的特性的热处理时的热处理温度的允许范围宽，即使考虑了量产时的不均，量产性也是高的。特别是在马达用磁芯等中使用的宽度宽的合金薄带的情况下，由于容易产生热处理时的温度不均，因此热处理时的热处理温度的允许范围大是有效的。
一般而言，如果在合金薄带内产生升温速度、温度的不均，则在局部无法控制由结晶化导致的发热，结晶化时的收缩产生不均，合金薄带中出现皱纹等，容易发生制成磁芯时占积率降低等不良状况。
然而，本公开的软磁性合金薄带中，如上所述，对于热处理时的温度不均的允许范围宽，皱纹受到抑制，能够获得占积率高、平滑度高的软磁性合金薄带。
平滑度能够由测定占积率时测得的宽度方向的厚度的最大值hmax和最小值hmin，用(hmax-hmin)/20来定义。该平滑度优选为4μm以下。进一步优选为3μm以下。
通过使用本公开的软磁性合金薄带来构成变压器、电子部件、马达等中使用的磁芯，从而能够获得具有优异特性的磁芯。
构成磁芯时，可以通过将合金薄带切成预定形状并层叠、将合金薄带进行卷绕、将合金薄带层叠并弯曲等来构成磁芯。
此外，也可以将本公开的软磁性合金薄带粉碎制成粉末状，使用该粉末构成磁芯。此外，还可以使用雾化法制作由本公开的软磁性合金构成的粉末，使用该粉末构成磁芯。
此外，通过将本公开的磁芯与绕线组合，构成变压器、电子部件、马达等部件，从而能够获得具有优异特性的部件。这种情况下，也可以将本公开的磁芯与由其他磁性材料构成的磁芯组合。
实施例
〔实施例1〕
以成为表3所示的各组成的方式配合元素源，加热至1300℃，制作合金熔液。使该合金熔液喷到以30m/s的圆周速度旋转的外径400mm、宽度200mm的冷却辊上，在冷却辊上骤冷凝固，制作合金薄带。各合金薄带在表4所示的热处理条件下进行热处理，制作具有纳米晶体组织的软磁性合金薄带。将所制作的合金薄带的宽度和厚度示于表4。需说明的是，冷却辊的外周部由热导率为150W/(m·K)的Cu合金构成，内部具有用于控制外周部的温度的冷却机构。
表3、4中，No.1～6、No.10～23相当于本公开的软磁性合金薄带，No.51～53相当于比较例。将各试样的B8000、1T/1kHz时的铁损、密度、bccFe(αFe)结晶起始温度、FeB析出起始温度、温度T1、温度T2、从室温至温度T1的升温速度、T1-T2间的升温速度示于表4。需说明的是，从室温至温度T1的升温速度设为400～500℃/秒。此外，密度是热处理后的密度。
需说明的是，No.1～6、No.10～23的各试样具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。此外，对各试样进行截面观察，结果晶体粒径为60nm以下的晶粒的面积率为50％以上(将观察视野面积设为100％时的值)。
〔bccFe(αFe)结晶起始温度、FeB析出起始温度〕
bccFe(αFe)结晶起始温度、FeB析出起始温度根据升温速度而变化，一般而言，热分析装置的升温速度的上限为2℃/秒左右，无法测定本公开的热处理时的升温速度，因此通过如下所述的方法求出升温速度50℃/秒时的值，作为bccFe(αFe)结晶起始温度、FeB析出起始温度。
利用理学制DSC8231，在升温速度5℃/分钟(0.083℃/秒)、20℃/分钟(0.333℃/秒)、50℃/分钟(0.833℃/秒)这3点测定bccFe(αFe)结晶起始温度、FeB析出起始温度，将该值以X轴为升温速度的对数、Y轴为bccFe(αFe)结晶起始温度或FeB析出起始温度来画点，由其近似曲线外推而得到升温速度50℃/秒的值。
使用热处理后的软磁性合金薄带，测定饱和磁通密度(B8000)、铁损、密度。
〔饱和磁通密度(B8000)〕
利用METRON技研制直流磁化特性试验装置对热处理后的软磁性合金薄带(单板试样)施加8000A/m的磁场，测定此时的最大磁通密度，作为B8000。本公开的软磁性合金薄带具有比较容易饱和的特性，因此在施加8000A/m磁场的时刻已经饱和，B8000与饱和磁通密度几乎成为同一值，因此将饱和磁通密度用B8000来表示。
〔铁损〕
利用东英工业制交流磁性测定装置TWM18SR，使用热处理后的软磁性合金薄带(单板试样)，在磁通密度1T、频率1kHz的条件下测定铁损。
〔密度〕
使用岛津制作所制干式密度计AccuPyc1330，利用定容积膨胀法制作具有能够插入直径17mm、高度33mm的圆柱试样室的尺寸的芯状试样，测定其体积，算出将芯的重量除以其体积而得的值作为密度。
用热处理前的合金薄带求出的密度是密度M1，用热处理后的合金薄带求出的密度是密度M2。
[表3]
Figure BDA0002854957980000171
[表4]
Figure BDA0002854957980000181
本公开的实施例(No.1～6、10～23)中获得了高饱和磁通密度和低铁损。此外，密度也在7.45g/cm3以上。
比较例的No.51、52的饱和磁通密度低。
比较例的No.53的铁损稍高，但大体上特性值是与本公开的实施例同样的。但是Si的含量少，因此在大气中保存几天后产生了锈蚀，发生了操作上的问题。
表5中示出在No.1～6、No.20～22、No.51～53的软磁性合金薄带(单板试样)的铸造方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度L与在与铸造方向正交的方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度W的值之比(L/W)、以及将热处理前的合金薄带的密度设为M1、将热处理后的合金薄带的密度设为M2时的M2/M1。
〔磁通密度L、W〕
利用METRON技研制直流磁化特性试验装置，在热处理后的软磁性合金薄带(单板试样)的铸造方向和与铸造方向正交的方向上分别施加80A/m的磁场，将此时的磁通密度分别设为L、W，利用L与W之比(L/W)进行各向同性的评价。
本公开的实施例(No.1～6、20～22)中，比(L/W)在0.7～1.3的范围，获得了各向同性高的软磁性合金薄带，密度比(M2/M1)也在1.005以上。
比较例的No.51、53中，比(L/W)超过了1.3。
[表5]
Figure BDA0002854957980000191
将No.1～4、12、15、20～23的饱和磁致伸缩的值示于表6。
〔饱和磁致伸缩〕
用电磁铁对贴附有共和电业制应变计的试样施加5kOe的磁场，使电磁铁旋转360°，基于应变计的电阻值的变化来测定使施加于试样的磁场的方向发生360°变化时所产生的试样的伸长和收缩的最大变化量。设为饱和磁致伸缩＝2/3×最大变化量。
本公开的实施例(No.1～4、12、15、20～23)的饱和磁致伸缩为20ppm以下。
[表6]
Figure BDA0002854957980000201
〔实施例2〕
以形成由Fe82.93Si2.30B13.70Nb0.38Cu0.69构成的组成的方式配合元素源，将1300℃加热而得的合金熔液喷到以30m/s的圆周速度旋转的外径400mm、宽度300mm的冷却辊上，在冷却辊上骤冷凝固，制作合金薄带。各合金薄带在表8所示热处理条件下进行热处理，制作具有纳米晶体组织的软磁性合金薄带。将所制作的合金薄带的宽度和厚度示于表7。需说明的是，冷却辊的外周部由热导率为150W/(m·K)的Cu合金构成，内部具备用于控制外周部的温度的冷却机构。需说明的是，从室温至温度T1的升温速度设为400～500℃/秒。此外，密度是热处理后的密度。
需说明的是，No.7～9的各试样具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。此外，对各试样进行截面观察，结果，晶体粒径为60nm以下的晶粒的面积率为50％以上(将观察视野面积设为100％时的值)。
将各试样的热处理条件、测定热处理后的试样的占积率、平滑度、B8000、铁损、密度的结果示于表7、8。No.54是T2的温度比FeB析出起始温度低140℃、T1的温度比bccFe结晶起始温度低160℃的热处理条件的试样，No.55是将T2设为比FeB析出起始温度低20℃的温度的热处理条件的试样，将其结果的值也示于表7、8。No.54的试样的B8000低至1.74T，热处理不充分。No.55的试样的铁损大幅増加，无法在1T、1kHz的条件下进行测定。据此认为No.55由于FeB的析出而特性劣化。此外，No.55的试样中，由于在热处理时产生了皱纹，因此占积率为80％，平滑度大幅劣化，为6.3μm。
本公开的实施例(No.7～9)的饱和磁通密度高、铁损低、占积率为86％以上。此外，密度高，平滑度也良好。
[表7]
Figure BDA0002854957980000211
[表8]
Figure BDA0002854957980000212
〔占积率〕
通过以下基于JIS C 2534:2017的方法实施测定。
将20片切成120mm长度的薄带重叠并置于平整的试样台，将直径16mm的平整的砧台以50kPa的压力置于层叠的薄带上，在宽度方向上以10mm间隔测定高度。将此时的最大高度设为hmax(μm)，由以下的计算式求出占积率LF。
LF(％)＝试样的重量(g)/密度(g/cm3)/hmax(μm)/试样长度(240cm)/薄带的宽度(cm)×10000
如上所述，根据本公开，获得了饱和磁通密度高、铁损低的软磁性合金薄带。此外，根据本公开，获得了各向异性受到抑制、具有各向同性的软磁性合金薄带。此外，根据本公开，获得了密度高、占积率也高、平滑度良好的软磁性合金薄带。
使用本公开的软磁性合金薄带来构成磁芯的情况下，可以使用公知的方法构成磁芯。而且，对于使用本公开的软磁性合金薄带构成的磁芯而言，会构成具备本公开的软磁性合金薄带所具有的高饱和磁通密度、低铁损、进一步具备各向同性的磁芯，能够获得具备优异特性的磁芯。
进一步，通过构成具备使用本公开的软磁性合金薄带构成的磁芯和绕线的部件，可构成具备本公开的软磁性合金薄带所具有的高饱和磁通密度、低铁损、进一步具备各向同性的部件，能够获得具备优异特性的部件。

Claims (23)

1.一种软磁性合金，其由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4，
所述软磁性合金具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织。
2.根据权利要求1所述的软磁性合金，其中，83≦a≦86、0.3≦b≦2、0.4≦d≦0.9、0≦e≦0.3。
3.根据权利要求1或2所述的软磁性合金，其中，13.0≦c≦14.0。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的软磁性合金，其中，Fe的一部分在最高达6原子％的范围内被Co、Ni中的至少1种元素置换。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的软磁性合金，其中，饱和磁通密度为1.75T以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的软磁性合金，其中，密度为7.45g/cm3以上。
7.一种软磁性合金薄带，其合金组成由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4，
所述软磁性合金薄带具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织，饱和磁通密度为1.75T以上，1kHz、1T时的铁损为25W/kg以下。
8.根据权利要求7所述的软磁性合金薄带，其中，密度为7.45g/cm3以上。
9.根据权利要求7或8所述的软磁性合金薄带，其中，占积率为86％以上。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，厚度为25μm以上。
11.根据权利要求7～10中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，占积率为88％以上。
12.根据权利要求7～11中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，在所述软磁性合金薄带的铸造方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度L、与在与所述软磁性合金薄带的铸造方向正交的方向上施加80A/m的磁场时的磁通密度W的值之比即L/W为0.7～1.3。
13.根据权利要求7～12中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，饱和磁致伸缩为20ppm以下。
14.根据权利要求7～13中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，83≦a≦86、0.3≦b≦2、0.4≦d≦0.9、0≦e≦0.3，饱和磁通密度为1.77T以上。
15.根据权利要求7～14中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，13.0≦c≦14.0。
16.根据权利要求7～15中任一项所述的软磁性合金薄带，其中，Fe的一部分在最高达6原子％的范围内被Co、Ni中的至少1种元素置换。
17.一种软磁性合金薄带的制造方法，其为获得权利要求7～16中任一项所述的软磁性合金薄带的制造方法，具有使合金熔液喷到旋转的冷却辊上，在所述冷却辊上冷却所述合金熔液而获得合金薄带的薄带制造工序，所述冷却辊的外周部由热导率为120W/(m·K)以上的Cu合金构成。
18.一种软磁性合金薄带的制造方法，其是对合金薄带进行热处理，制造具有粒径60nm以下的晶粒存在于非晶相中的组织的软磁性合金薄带的方法，其中，在所述热处理中，将比bccFe结晶起始温度低10～140℃的温度设为温度T1，将比FeB析出起始温度低30～120℃的温度设为温度T2，
以50℃/秒以上的升温速度从室温加热至温度T1，
以比升温至温度T1的速度慢且为400℃/秒以下的升温速度从温度T1加热至温度T2，
达到温度T2后冷却，或者
达到温度T2后以温度T2-50℃至温度T2之间的温度保持0.5～60秒，然后冷却。
19.根据权利要求18所述的软磁性合金薄带的制造方法，所述热处理前的合金薄带是使合金熔液喷在旋转的冷却辊上，在所述冷却辊上冷却所述合金熔液而得到的，所述冷却辊的外周部由热导率为120W/(m·K)以上的Cu合金构成。
20.根据权利要求18或19所述的软磁性合金薄带的制造方法，将所述热处理前的合金薄带的密度设为M1，将所述热处理后的合金薄带的密度设为M2时，M2/M1为1.005以上。
21.根据权利要求18～20中任一项所述的软磁性合金薄带的制造方法，所述软磁性合金薄带的合金组成由组成式FeaSibBcCudMe表示，M为选自Nb、Mo、V、Zr、Hf、W中的至少1种元素，按原子％计，82.5≦a≦86、0.3≦b≦3、12.5≦c≦15.0、0.05≦d≦0.9、0≦e＜0.4。
22.一种磁芯，其使用权利要求7～16中任一项所述的软磁性合金薄带构成。
23.一种部件，其具备权利要求22所述的磁芯和绕线。
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