JP2022113111A - 軟磁性合金、軟磁性合金薄帯およびその製造方法、磁心、ならびに部品 - Google Patents

Abstract

【課題】飽和磁束密度が高く、鉄損が低い軟磁性合金および軟磁性合金薄帯を提供する。【解決手段】組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、原子％で８２．４≦ａ≦８６、０．２≦ｂ≦２．４、１２．５≦ｃ≦１５．０、０．０５≦ｄ≦０．８、０．４≦ｅ≦１．０、０≦ｘ≦０．１である軟磁性合金であって、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する軟磁性合金。【選択図】図１

Description

本開示は、軟磁性合金、軟磁性合金薄帯およびその製造方法、磁心、ならびに部品に関する。

ナノ結晶構造を有する軟磁性合金は、優れた磁気特性が得られ、変圧器、電子部品、モータなどに利用されている。それらの変圧器、電子部品、モータなどは、小型化や高効率化が求められている。そのため、それらの部品（変圧器、電子部品、モータなど）に用いられる軟磁性合金には、更なる特性の向上が求められている。その軟磁性合金に求められる特性としては、飽和磁束密度が高いこと、鉄損が低いことがある。それらの部品のなかには、半導体などの高周波化にともない動作周波数を高くして小型化を進めているものも多く、鉄損の低い、Ｆｅ基非晶質合金やＦｅ基ナノ結晶合金が着目されている。また、商業的に普及させるためには、価格、生産性、熱処理性に優れた軟磁性合金が求められている。

特許文献１では、組成式Ｆｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ}Ｂ_ａＣｕ_ｂＭ’_ｃで、Ｍ’は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、及びＣｏから選択される少なくとも１種の元素であり、１０≦ａ≦１６、０＜ｂ≦２、及び０≦ｃ≦８を満たす組成を有し、かつ非晶質相を有する合金を昇温速度１０℃／秒以上で加熱し、かつ、結晶化開始温度以上、Ｆｅ－Ｂ化合物の生成開始温度未満で、０～８０秒にわたり保持することにより、高飽和磁化と低保磁力を両立する軟磁性材料の製造方法が記載されている。

特許文献２では、組成式（（Ｆｅ_{（１－（α＋β））}Ｘ１_αＸ２_β）_{（１－（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ））}Ｂ_ａＳｉ_ｂＣ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅからなる軟磁性合金であって、Ｘ１はＣｏおよびＮｉからなる群から選択される１種以上、Ｘ２はＡｌ，Ｍｎ，Ａｇ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｎ，Ｏおよび希土類元素からなる群より選択される１種以上、ＭはＮｂ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，ＷおよびＶからなる群から選択される１種以上であり、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、であることを特徴とする軟磁性合金が開示されている。この軟磁性合金は、高い飽和磁束密度、低い保磁力および高い透磁率μ´を同時に有する軟磁性合金となることが記載されている。

特許文献３では、Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ－ｚ}Ａ_ｘＭ_ｙＸ_ｚにより表され、ここで、ＡはＣｕおよびＡｕから選ばれた少なくとも１種以上の元素、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた少なくとも１種以上の元素、ＸはＢおよびＳｉから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、０＜ｘ≦５、０．４≦ｙ＜２．５、１０≦ｚ≦２０であり、軟磁性合金の飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が１５Ａ／ｍ以下である軟磁性合金が開示されている。

国際公開第２０１８／０２５９３１号 特開２０１９－９４５３２号公報 国際公開第２００８／１３３３０１号

特許文献１には、高飽和磁化を有する軟磁性材料の製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の軟磁性材料は、Ｓｉを含有しない。このため、特許文献１に記載の軟磁性材料では、耐食性に寄与するＳｉＯ_２膜が材料表面に形成されないため、錆などの防止が困難となる。

特許文献２に記載された軟磁性合金は、飽和磁束密度（Ｂｓ）があまり高くない。一般にＦｅ量が多くなれば、飽和磁束密度が高くなるが、Ｆｅ量が８４．０ａｔ％の実施例６で、飽和磁束密度（Ｂｓ）は１．７６Ｔとなっている。また、この実施例６は、Ｓｉを含有していないため、上記した課題がある。また、特許文献２に記載された軟磁性合金は、比較的Ｂ量が多いことより、熱処理性が不十分であると考えられる。

特許文献３に記載された軟磁性合金は、高価なＭ元素（Ｎｂなど）を多く含むため、価格が高くなる。また、鋳造方向に異方性が付与されており、鋳造方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度と、鋳造方向に直交する方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度との比が大きいため、等方性を必要とする用途には不向きである。

本開示は、飽和磁束密度が高く、鉄損が低い軟磁性合金、その軟磁性合金からなる軟磁性合金薄帯およびその製造方法、その軟磁性合金薄帯を用いた磁心、ならびに部品を提供することが好ましい。

上記課題を解決するための具体的手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞ 組成式（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、原子％で８２．４≦ａ≦８６、０．２≦ｂ≦２．４、１２．５≦ｃ≦１５．０、０．０５≦ｄ≦０．８、０．４≦ｅ≦１．０、０≦ｘ≦０．１である軟磁性合金であって、
前記軟磁性合金は粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する軟磁性合金。
＜２＞ ＜１＞において、飽和磁束密度が１．７４Ｔ以上である軟磁性合金。
＜３＞ ＜１＞または＜２＞において、密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上である軟磁性合金。
＜４＞ 合金組成が、組成式（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、原子％で８２．４≦ａ≦８６、０．２≦ｂ≦２．４、１２．５≦ｃ≦１５．０、０．０５≦ｄ≦０．８、０．４≦ｅ≦１．０、０≦ｘ≦０．１である軟磁性合金薄帯であって、
前記軟磁性合金薄帯は粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有し、飽和磁束密度が１．７４Ｔ以上、１ｋＨｚ，１Ｔでの鉄損が２５Ｗ／ｋｇ以下である軟磁性合金薄帯。
＜５＞ ＜４＞に記載の軟磁性合金薄帯において、密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上である軟磁性合金薄帯。
＜６＞ ＜４＞または＜５＞に記載の軟磁性合金薄帯において、占積率が８６％以上である軟磁性合金薄帯。
＜７＞ ＜４＞～＜６＞のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯において、厚さが２５μｍ以上である軟磁性合金薄帯。
＜８＞ ＜４＞～＜７＞のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯において、前記軟磁性合金薄帯の鋳造方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｌと、前記軟磁性合金薄帯の鋳造方向に直交する方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｗとの値の比（Ｌ／Ｗ）が０．７～１．３である軟磁性合金薄帯。
＜９＞ ＜４＞～＜８＞のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯において、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下である軟磁性合金薄帯。
＜１０＞ ＜４＞～＜９＞のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯を得る製造方法において、
合金薄帯を熱処理して、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する軟磁性合金薄帯の製造方法であり、
前記熱処理では、ｂｃｃＦｅ結晶化開始温度より１０～１４０℃低い温度を温度Ｔ１、ＦｅＢ化合物析出開始温度より３０～１２０℃低い温度を温度Ｔ２として、
室温から温度Ｔ１まで、昇温速度５０℃／ｓｅｃ．以上で加熱し、
温度Ｔ１から温度Ｔ２まで、温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ４００℃／ｓｅｃ．以下の昇温速度で加熱し、
温度Ｔ２に達したのち冷却する、又は、
温度Ｔ２に達したのち、温度Ｔ２－５０℃から温度Ｔ２の間の温度で、０．５～６０秒保持し、その後、冷却する、軟磁性合金薄帯の製造方法。
＜１１＞ 前記熱処理前の合金薄帯は、合金溶湯を回転する冷却ロール上に噴出させ、前記冷却ロール上で急冷凝固させて得られ、前記冷却ロールの外周部が熱伝導率１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上となるＣｕ合金で構成されている＜１０＞に記載の軟磁性合金薄帯の製造方法。
＜１２＞ 前記熱処理前の合金薄帯の密度をＭ１とし、前記熱処理後の合金薄帯の密度をＭ２としたとき、Ｍ２／Ｍ１が１．００５以上である＜１０＞または＜１１＞に記載の軟磁性合金薄帯の製造方法。
＜１３＞ ＜４＞～＜９＞のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯を用いて構成された磁心。
＜１４＞ ＜１３＞に記載の磁心と、巻線とを備える部品。

本開示の一態様によれば、飽和磁束密度が高く、鉄損が低い軟磁性合金および軟磁性合金薄帯を得ることができる。また、本開示の一態様によれば、等方性を有する軟磁性合金薄帯を得ることができる。また、本開示の一態様の軟磁性合金薄帯を用いた磁心、ならびに部品によれば、飽和磁束密度が高く、低鉄損な特性を備える磁心、ならびに部品を得ることができる。

本開示の一実施例の熱処理パターン例と熱処理パターンの参考例を示す図である。 参考例の熱処理パターンで熱処理した試料の保持温度とＢ_８０００，鉄損の相関図である。 本開示の一実施例の熱処理パターンで熱処理した試料の保持温度とＢ_８０００，鉄損の相関図である。 本開示の一実施例のＮｏ．２の軟磁性合金薄帯の透過型電子顕微鏡観察画像である。

以下、本開示の実施形態について詳細に説明する。本開示は、以下の実施形態に何ら制限されず、本開示の目的の範囲内において、適宜変更を加えて実施することができる。

本開示において、「～」を用いて示された数値範囲は、「～」の前後に記載される数値をそれぞれ下限値及び上限値として含む範囲を示す。本開示に段階的に記載されている数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよい。また、本開示に記載されている数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
本開示において、２以上の好ましい態様の組み合わせは、より好ましい態様である。

本開示の軟磁性合金は、組成式（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、原子％で８２．４≦ａ≦８６、０．２≦ｂ≦２．４、１２．５≦ｃ≦１５．０、０．０５≦ｄ≦０．８、０．４≦ｅ≦１．０、０≦ｘ≦０．１である軟磁性合金であって、
前記軟磁性合金は粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する。

まず、本開示の組成に関して、以下に詳細に説明する。
Ｆｅ（鉄）は、原子％で８２．４％以上８６％以下であることが好ましい。
Ｆｅの含有量を８２．４％以上とすることにより、飽和磁束密度１．７４Ｔ以上を満たすことができる。好ましくは８３％以上であり、さらに好ましくは８３．５％以上であり、さらに好ましくは８４％以上である。
また、Ｆｅの含有量が８６％を超えるとアモルファス化が困難となるため、Ｆｅの含有量は８６％以下とする。好ましくは８５．５％以下である。

本開示の組成において、Ｆｅの一部をＮｉおよびＣｏの少なくとも1種の元素に置換しても良い。このとき、（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）と表示でき、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ｘは０．１以下である。なお、ｘは０でも良い。Ｆｅの一部をＮｉおよびＣｏの少なくとも１種の元素に置換する場合、上記したＦｅの範囲は、（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）の範囲として読み替えることができる。つまり、（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）は、原子％で８２．４％以上８６％以下である。好ましくは８３％以上であり、さらに好ましくは８３．５％以上であり、さらに好ましくは８４％以上である。また、好ましくは８５．５％以下である。

Ｓｉ（ケイ素）は、原子％で０．２％以上２．４％以下である。
Ｓｉを含有することにより、合金表面に数十nm厚さのＳｉＯ_２の酸化膜を形成させることができる。これにより、軟磁性合金の耐食性を向上させることができる。この耐食性の向上の効果を得るために、Ｓｉを０．２％以上含有させる。好ましくは１．０％以上である。
Ｓｉの含有量が２．４％を超えると、１．７４Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることが困難となり、また、軟磁性合金薄帯の厚さを厚肉化することが困難となる。このため、Ｓｉの含有量は２．４％以下とする。好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．９％以下である。

Ｂ（ホウ素）は、原子％で１２．５％以上１５．０％以下である。
Ｂの含有量が１２．５％未満ではアモルファスの形成が困難となるため、Ｂの含有量は１２．５％以上とする。好ましくは１３．０％以上であり、さらに好ましくは１３．５%以上である。
Ｂの含有量が１５．０％を超えると、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度とＦｅＢ化合物析出開始温度との差が小さくなり、最適な熱処理温度の範囲が狭くなる。このため、均一微細なナノ結晶組織を得ることが難しくなり、１Ｔ，１ｋＨｚでの鉄損を２５Ｗ／ｋｇ以下とすることが難しくなる。これにより、Ｂの含有量は１５．０％以下とする。好ましくは１４．５％以下であり、さらに好ましくは１４．４％以下であり、さらに好ましくは１４．０％以下である。

Ｃｕ（銅）は、原子％で０．０５％以上０．８％以下である。
Ｃｕの含有量が０．０５％未満では、均一微細なナノ結晶組織を得ることが難しくなり、１Ｔ，１ｋＨｚでの鉄損を２５Ｗ／ｋｇ以下とすることが難しくなる。このため、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とする。好ましくは０．２％以上であり、さらに好ましくは０．４％以上であり、さらに好ましくは０．５％以上である。
Ｃｕの含有量が０．８％を超えると、脆化しやすくなり、軟磁性合金薄帯の厚さを厚肉化することが困難となる。このため、Ｃｕの含有量は、０．８％以下とする。好ましくは０．７％以下である。

Ｍ元素は、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される1種以上であり、原子％で０．４％以上１．０％以下である。
Ｍ元素は、磁気磁性を著しく劣化させるＦｅＢ化合物の析出が開始する温度を高温側にシフトさせることができる。これにより、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度とＦｅＢ化合物析出開始温度との差を広くすることができ、最適な熱処理温度の範囲を広げる効果を有し、熱処理条件を緩和させることができる。そのため、０．４％以上とする。好ましくは０．４２％以上であり、さらに好ましくは０．４３％以上である。
Ｍ元素は、高価であるため価格が上がってしまう。このため、含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｍ元素の含有量は、１．０％以下とする。好ましくは０．９％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。

本開示の軟磁性合金は、Ｃ（炭素）を含有していても良い。Ｃの含有量は１質量％以下が好ましい。

また、本開示の軟磁性合金は、組成式（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅで表される元素の他、上記したＣ以外にも不純物を含有し得る。
不純物としては、例えば、Ｓ（硫黄）、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｐ、Ｔｉ、Ａｌ等が挙げられる。例えば、Ｓの含有量は、好ましくは２００質量ｐｐｍ以下であり、Ｏの含有量は、好ましくは５０００質量ｐｐｍ以下であり、Ｎの含有量は、好ましくは１０００質量ｐｐｍ以下である。これらの不純物の総含有量は、０．５質量％以下であることが好ましい。また、上記の範囲であれば、不純物に相当する元素が添加されていてもかまわない。

本開示の軟磁性合金は、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する。この粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織をナノ結晶組織とも言う。また、粒径６０ｎｍ以下の結晶をナノ結晶とも言う。
本開示の軟磁性合金は、ナノ結晶組織を備えることを一つの特徴としている。
また、本開示の軟磁性合金は、ナノ結晶の割合が体積率で５０％以上であることが好ましい。この体積率は、例えば、合金断面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察することにより、ナノ結晶と非晶質相とを観察し、おおよその割合を算出することができる。つまり、上記の観察像からナノ結晶の割合が体積率で５０％以上であるか否かの判定は可能である。

また、合金断面を観察したとき、特定の視野面積において、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒の面積率が５０％以上（特定の視野面積を１００％とした値）であることが好ましい。本開示の軟磁性合金は、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒と非晶質相とを備え、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒の面積率が５０％以上であることが好ましい。合金断面を、例えば、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察することにより、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒と非晶質相を観察し、面積率を判定することができる。

本開示の軟磁性合金は、飽和磁束密度が１．７４Ｔ以上であることが好ましい。さらに好ましくは１．７５Ｔ以上であり、さらに好ましくは１．７７Ｔ以上である。
本開示の軟磁性合金は、密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上であることが好ましい。密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上であることにより、ナノ結晶の体積率が高くなり、飽和磁束密度が高くなる。

本開示の軟磁性合金は、１ｋＨｚ，１Ｔでの鉄損が２５Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。また、この鉄損は１８Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。また、この鉄損は１５Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。
また、本開示の軟磁性合金は、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下であることが好ましい。これにより、等方性が得られやすい。
本開示の軟磁性合金によれば、高い飽和磁束密度と、低い鉄損と、を備える軟磁性合金を得ることができる。

本開示の軟磁性合金は、以下に説明する合金薄帯や、合金薄帯を粉砕した粉砕粉や、アトマイズ法などを用いて製造した粉末の形態とすることができる。

本開示の軟磁性合金薄帯は、上記した軟磁性合金組成となる合金溶湯を回転する冷却ロール上に噴出させ、冷却ロール上で急冷凝固させて合金薄帯を得て、その合金薄帯を熱処理することにより、得ることができる。
合金溶湯は、例えば、目的とする合金組成となる各元素源（純鉄、フェロボロン、フェロシリコン等）を配合し、誘導加熱炉等で融点以上に加熱して得ることができる。

合金溶湯を所定形状のスリット状のノズルから回転する冷却ロール上に噴出させて、合金溶湯を冷却ロール上で急冷凝固させて、合金薄帯を得ることができる。このとき、冷却ロールは外径３５０～１０００ｍｍ、幅１００～４００ｍｍ、回転の周速は２０～３５ｍ／ｓとすることができる。この冷却ロールは内部に外周部の温度上昇を抑制するための冷却機構（水冷など）を備えていることが好ましい。

また、冷却ロールの外周部が熱伝導率１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上となるＣｕ合金で構成されていることが好ましい。外周部の熱伝導率を１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることにより、合金溶湯が合金薄帯へ鋳造される際の冷却速度を高めることができる。こうすることにより、合金薄帯の脆化を抑制し、合金薄帯の厚さの厚肉化を可能とすることができる。また、鋳造時の表面結晶化を抑制することができ、合金薄帯の熱処理時の結晶粒の粗大化を抑制し、鉄損を低くすることができる。なお、厚肉化とは、例えば、厚さを１５μｍ以上とするものであり、好ましくは厚さを２０μｍ以上とするものである。

また、冷却ロールの外周部の熱伝導率は１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることが好ましく、さらに１８０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることが好ましい。特に、軟磁性合金薄帯の厚さが３０μｍ以上となる場合は、外周部の熱伝導率を１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることが好ましい。

なお、冷却ロールの外周部とは、合金溶湯が接する部分であり、その厚さは５～１５ｍｍ程度あればよい。また、冷却ロールの外周部の内側はロール構造を維持する構造材を用いればよい。

合金溶湯を冷却ロール上で急冷凝固させて、合金薄帯を作製した後、その合金薄帯に熱処理を施すことによって、ナノ結晶組織を備える軟磁性合金薄帯を得ることができる。この熱処理を施す際、合金薄帯をｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度以上の温度に昇温するとともに、合金薄帯がＦｅＢ化合物析出開始温度に到達しないように温度調整して、熱処理することが好ましい。

従来の合金薄帯の熱処理は、例えば、昇温速度１０℃／ｓｅｃ．以上で、室温からＦｅＢ化合物析出開始温度より３０～１００℃低い温度まで加熱し、その後数秒保持する熱処理方法で実施されていた。
しかし、高飽和磁束密度を得るために、ＣｕやＮｂを低減しＦe量を多くした合金薄帯の場合、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度とＦｅＢ化合物析出開始温度との温度差が小さくなり、最適な熱処理温度の範囲が非常に狭くなる。このため、狭い温度範囲で熱処理温度（最高温度）を調整しなければならないという課題が生じた。また、幅が５０ｍｍ以上の広い合金薄帯を製造する場合、幅方向の急冷凝固の状態のばらつきや、幅方向の厚さのばらつきや、ロット毎の組成のばらつきなどが生じるため、最適な熱処理温度の範囲が一層狭くなり、合金薄帯の全体において、均一な熱処理を行うことが難しいという課題があった。

本開示の合金薄帯の熱処理では、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度より１０～１４０℃低い温度を温度Ｔ１、ＦｅＢ化合物析出開始温度より３０～１２０℃低い温度を温度Ｔ２として、室温から温度Ｔ１まで、昇温速度５０℃／ｓｅｃ．以上で加熱し、温度Ｔ１から温度Ｔ２まで、温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ４００℃／ｓｅｃ．以下の昇温速度で加熱し、その後、冷却することが好ましい。温度Ｔ２に達したのち、そのまま冷却してもよいし、温度Ｔ２に達したのち、温度Ｔ２－５０℃から温度Ｔ２の間の温度で、０．５～６０秒保持し、その後、冷却してもよい。

ここで、昇温速度は、その温度間での平均昇温速度とする。例えば、室温から温度Ｔ１までの昇温速度は、室温から温度Ｔ１までの時間（秒）を分母とし、温度Ｔ１から室温（２５℃）を引いた温度を分子として計算できる。
本開示の合金薄帯の熱処理方法によれば、高飽和磁束密度で、低鉄損の軟磁性合金薄帯を安定して製造することができる。
なお、本開示の合金薄帯の熱処理は、合金薄帯を磁心形状に加工した後に行うこともできる。この磁心形状とは、合金薄帯を磁心形状にプレスなどで加工した薄帯、またはその磁心形状の薄帯を積層した磁心、薄帯を巻き回したりして構成される巻磁心などである。

図１に本開示の一実施例の熱処理パターン例と熱処理パターンの参考例とを示す。図２（熱処理パターンの参考例）、図３（本開示の一実施例）にそのときの保持温度をＸ軸とし、磁界８０００Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ_８０００と１Ｔ，１ｋＨｚでの鉄損（ＣＬ）とをＹ軸とした相関を示し、表１（熱処理パターンの参考例）、表２（本開示の一実施例）にそのときの熱処理条件とＢ_８０００，鉄損の値を示す。この試料の合金組成は、下記で説明する表３のＮｏ．３と同一であり、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度は４７０℃、ＦｅＢ化合物析出開始温度は５９０℃である。

図２、表１に示すとおり、参考例Ｃ１～Ｃ５の熱処理パターンでは、保持温度が４８０℃と４９０℃とのとき、Ｂ_８０００が１．８２Ｔとなり、保持温度が４７０℃以下のとき、および保持温度が５００℃のとき、Ｂ_８０００が１．８２Ｔ未満となった。保持温度が５００℃の場合、鉄損が著しく高かった。保持温度が４８０℃と４９０℃とのとき、Ｂ_８０００が１．８２Ｔ以上であり、鉄損も低い結果が得られた。しかし、Ｂ_８０００が１．８２Ｔ以上で低い鉄損が得られる温度範囲は１０℃程度であり、非常に狭かった。

一方、図３、表２に示すとおり、本開示の一実施例Ｅ１～Ｅ６の熱処理パターンでは、温度Ｔ１は、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度（４７０℃）よりも１０℃低く、Ｅ１、Ｅ２、Ｅ３、Ｅ４、Ｅ５、Ｅ６の温度Ｔ２は、順に、ＦｅＢ析出開始温度（５９０℃）よりも、１１０℃、１００℃、９０℃、８０℃、７０℃、６０℃低い。Ｅ１～Ｅ６の熱処理パターンにおけるＴ１の保持時間は０ｓｅｃ．、Ｔ２の保持時間は、０．５ｓｅｃ．であった。

本開示の一実施例Ｅ１～Ｅ６の熱処理パターンでは、温度Ｔ２（保持温度）が４９０～５３０℃の場合に、Ｂ_８０００が１．８２～１．８３Ｔとほぼ安定して高い値を示し、温度Ｔ２が４８０℃の場合もＢ_８０００が１．８１Ｔと高い値を示した。また、温度Ｔ２（保持温度）が４８０～５３０℃の場合に、鉄損が７．２～１５．５Ｗ／ｋｇとなり、低鉄損の値を示した。このことから、Ｂ_８０００が１．８２Ｔ以上で、鉄損が２５Ｗ／ｋｇ以下となる保持温度の温度範囲が４０℃以上あり、また、Ｂ_８０００が１．８１Ｔ以上で、鉄損が２５Ｗ／ｋｇ以下となる保持温度の温度範囲は５０℃以上あった。

つまり、本開示の熱処理パターンの場合、参考例よりも広い温度範囲において、高飽和磁束密度と低鉄損の軟磁性合金薄帯を得ることができた。

本開示の一実施例の熱処理パターンにより得られた試料は、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有していた。また、各試料を断面観察したところ、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒の面積率が５０％以上（観察視野面積を１００％とした値）であった。なお、図３、表２において、保持温度は温度Ｔ２である。

熱処理時の昇温速度は薄帯の生産性、生成する核密度、結晶粒径の粗大化の抑制という観点から速い方が好ましい。しかし、昇温速度が速すぎると結晶化が短時間で起き、時間当たりの発熱量が大きくなり、薄帯の温度が上昇しすぎて、以下の課題を生じる。第一に、薄帯がＦｅＢ化合物析出開始温度に達してしまい、ＦｅＢ化合物の析出を誘発する。第二に、薄帯がＦｅＢ化合物析出開始温度まで達しない場合でも温度が上昇しすぎて、結晶粒径の成長が加速され、鉄損が劣化してしまう。

そのため、本開示の熱処理では、第１の温度Ｔ１から昇温速度を抑え、ＦｅＢ化合物の析出を抑制することができる。また、第１の温度Ｔ１から昇温速度を抑えることで結晶の成長を抑制し、結晶のばらつきを抑制することができる。これにより、本開示の熱処理では、鉄損の増加を抑制し、収縮差によって生じるしわなど熱処理時に生じる形状的不具合を改善することが可能となる。
なお、室温から温度Ｔ１までの昇温速度は、速ければ速い方がよく、例えば、５０℃／ｓｅｃ．以上である。好ましくは２００℃／ｓｅｃ．以上であり、更に好ましくは３００℃／ｓｅｃ．以上であり、更に好ましくは４００℃／ｓｅｃ．以上である。室温から温度Ｔ１までの昇温速度は、設備能力に応じて選択すればよい。

また、温度Ｔ１から温度Ｔ２までの昇温速度は、温度Ｔ１までの昇温速度より遅くする。例えば、温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ４００℃／ｓｅｃ．以下とすることが好ましい。好ましくは温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ２００℃／ｓｅｃ．以下であり、更に好ましくは温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ１５０℃／ｓｅｃ．以下であり、更に好ましくは温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ１００℃／ｓｅｃ．以下である。また、温度Ｔ１から温度Ｔ２までの昇温速度は、１０℃／ｓｅｃ．以上が好ましく、更に好ましくは３０℃／ｓｅｃ．以上であり、さらに好ましくは５０℃／ｓｅｃ．以上である。

本開示の軟磁性合金薄帯では、上記のとおり、速い昇温速度で熱処理を行うとともに、速い昇温速度での熱処理はｂｃｃＦｅ（αＦｅ）の結晶化による温度上昇が始まる温度より低い温度Ｔ１までとする。そして、温度Ｔ１以降の昇温速度をそれまでの昇温速度より遅くし、かつ４００℃／ｓｅｃ．以下とする。これにより、結晶化による発熱を制御することにより、ＦｅＢ化合物の析出を抑制するとともに、αＦｅ結晶の粒成長を抑制する。
本開示の軟磁性合金薄帯では、本開示の熱処理方法により、高い飽和磁束密度と低い鉄損が得られる最適な熱処理温度の範囲を広げることができ、制御する温度範囲が広くなり、熱処理性が優れた軟磁性合金薄帯が得られる。

本開示の軟磁性合金薄帯では、熱処理前の合金薄帯の密度をＭ１とし、熱処理後の合金薄帯の密度をＭ２としたとき、Ｍ２／Ｍ１が１．００５以上であることが好ましい。上記した本開示の熱処理により、合金薄帯の密度を向上させることができる。これにより、高い飽和磁束密度が得られる。

本開示の軟磁性合金薄帯は、飽和磁束密度が高く、鉄損が低い。この飽和磁束密度としては、１．７４Ｔ以上、鉄損としては、１ｋＨｚ，１Ｔで２５Ｗ／ｋｇ以下が得られる。また、この鉄損は１８Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましく、さらに好ましくは１５Ｗ／ｋｇ以下である。また、飽和磁束密度は１．７５Ｔ以上であることが好ましく、さらに好ましくは１．７７Ｔ以上である。
また、本開示の軟磁性合金薄帯は、密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上であることが好ましい。密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上であることにより、ナノ結晶の体積率が高くなり、飽和磁束密度が高くなる。

また、本開示の軟磁性合金薄帯は、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下であることが好ましい。これにより、等方性が得られやすい。

本開示の軟磁性合金薄帯は、上記した軟磁性合金の構成および特徴を備えている。それらの説明は重複するので、上記の記載を適用する。
また、本開示の軟磁性合金薄帯は、厚さが１５μｍ以上であることが好ましく、更には２０μｍ以上であることが好ましく、厚さが２５μｍ以上であることが好ましく、更には３０μｍ以上であることが好ましい。例えば、厚さが２５μｍ以上であることにより、軟磁性合金薄帯を積層して磁心を作製する際の工数および製造コストを低減できる。さらに好ましくは３２μｍ以上である。また、軟磁性合金薄帯の厚さが大きくなると、合金薄帯の製造が難しくなる。そのため、５０μｍ以下が好ましい。より好ましくは３５μｍ以下である。
また、１ｋＨｚを超える高周波帯で鉄損をより低くする必要がある用途には厚さ１５～２５μｍ程度の軟磁性合金薄帯が好ましい。

また、本開示の軟磁性合金薄帯は、高い占積率が得られる。本開示の軟磁性合金薄帯では、占積率を８６％以上とすることが好ましい。また、本開示の軟磁性合金薄帯は、占積率が８８％以上であることが好ましい。高い占積率であることにより、軟磁性合金薄帯を積み重ねたとき、占積率の低い合金薄帯に比べ、同じ積層数であっても、積層厚さを薄くすることができ、磁心の小型化、ならびに部品の小型化に寄与する。
なお、占積率は、ＪＩＳ Ｃ ２５３４：２０１７に準拠した以下の方法で測定することができる。
長さ１２０ｍｍに切断した薄帯を２０枚重ね、平らな試料台にセットし、直径１６ｍｍの平らなアンビルを５０ｋＰａの圧力で積層した薄帯に乗せ、幅方向に１０ｍｍ間隔で高さを測定する。そのときの最大高さをｈｍａｘ（μｍ）とし以下の計算式から占積率ＬＦを求める。
ＬＦ（%）＝試料の重量（ｇ）／密度（ｇ／ｃｍ^３）／ｈｍａｘ（μｍ）／試料長さ（２４０ｃｍ）／薄帯の幅（ｃｍ）×１００００
このとき、密度（ｇ／ｃｍ^３）は、熱処理後の合金薄帯の密度である。

また、本開示の軟磁性合金薄帯は、軟磁性合金薄帯の鋳造方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｌと、軟磁性合金薄帯の鋳造方向に直交する方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｗとの値の比（Ｌ／Ｗ）が０．７～１．３であることが好ましい。比（Ｌ／Ｗ）が０．７～１．３であることにより、等方性の高い軟磁性合金薄帯を得ることができる。

一般に、回転する冷却ロールに合金溶湯を噴出させ、急冷凝固させて製造された合金薄帯は、鋳造方向に異方性が導入される。なお、鋳造方向とは、冷却ロールの回転方向に沿う方向であり、連続して鋳造される合金薄帯の長手方向となる。
上記したように、鋳造時に鋳造方向の異方性が導入された軟磁性合金薄帯では、導入された異方性は、熱処理後（ナノ結晶組織とする熱処理後）の特性にも影響を及ぼす。特に、非晶質相の体積率が高いと、合金薄帯の鋳造方向（合金薄帯の長手方向）と鋳造方向に直交する方向（長手方向に直交する方向であり、合金薄帯の幅方向に相当する）とで磁束密度が異なり、熱処理後も異方性が残ることになる。

しかしながら、モータ用途など、等方性の軟磁性合金薄帯が求められる用途もある。そのため、鋳造方向と鋳造方向に直交する方向との磁束密度の差を、ある範囲内に収めるようにナノ結晶の体積率を上げる熱処理を実施することが好ましい。
一方、ナノ結晶の体積率を上げるため、熱処理温度を高温とする、または熱処理時間を延ばすと、ある条件でＦｅＢ化合物が析出し、磁気特性が劣化する。特にＦｅ量が多い軟磁性合金薄帯では等方性を実現する最適な熱処理温度の範囲が狭く、高い飽和磁束密度、低い鉄損、および等方性を兼ね備え、ナノ結晶組織を備える軟磁性合金薄帯を得ることが難しいという課題があった。

本開示によれば、上記の課題を解決し、ＦｅＢ化合物の析出を抑制しつつ、高い飽和磁束密度と、低い鉄損と、を兼ね備えた軟磁性合金薄帯を得ることができ、さらに、等方性を兼ね備えた軟磁性合金薄帯を得ることができる。

本開示の軟磁性合金薄帯では、所望の特性を得るための最適な熱処理温度の範囲が広く、量産時のばらつきを考慮しても、量産性が高い。特にモータ用磁心などに使用される幅が広い合金薄帯の場合、熱処理時の温度ばらつきが生じやすくなるため、最適な熱処理温度の範囲が広いことが有効となる。

一般に、合金薄帯内で昇温速度や温度のばらつきが生じると部分的に結晶化による発熱の制御ができなくなり、結晶化時の収縮にばらつきが生じ合金薄帯にしわができるなどして、磁心にした時の占積率が低下するなどの不具合が生じやすくなる。
しかしながら、本開示の軟磁性合金薄帯では、上記したとおり、熱処理時の温度ばらつきに対する許容範囲が広く、しわが抑制され、占積率が高く、平滑度の高い軟磁性合金薄帯を得ることができる。
平滑度は占積率測定時に測定した幅方向の厚さの最大値ｈｍａｘと最小値ｈｍｉｎとから、（ｈｍａｘ―ｈｍｉｎ）／２０で定義することができる。この平滑度は、３μｍ以下が好ましい。

本開示の軟磁性合金薄帯を用いて、変圧器、電子部品、モータなどに用いる磁心を構成することにより、優れた特性を備える磁心を得ることができる。
磁心を構成する場合、合金薄帯を所定形状にカットして積み重ねること、合金薄帯を巻き回すこと、合金薄帯を積み重ねて曲げることなどにより、磁心を構成することができる。
また、本開示の軟磁性合金薄帯を粉砕して粉末状とし、その粉末を用いて磁心を構成することもできる。また、アトマイズ法を用いて、本開示の軟磁性合金からなる粉末を作製し、その粉末を用いて磁心を構成することもできる。
また、本開示の磁心と巻線とを組み合わせて、変圧器、電子部品、モータなどの部品を構成することにより、優れた特性を備える部品を得ることができる。この場合、本開示の磁心と他の磁性材料による磁心とを組み合わせても良い。

〔実施例１〕
表３に示す各組成となるように元素源配合し、１３００℃に加熱して合金溶湯を作製し、その合金溶湯を周速３０ｍ／ｓで回転する外径４００ｍｍ、幅２００ｍｍの冷却ロール上に噴出させ、冷却ロール上で急冷凝固させて、合金薄帯を作製した。各合金薄帯は、表４に示す熱処理条件にて熱処理を行い、軟磁性合金薄帯を作製した。作製した合金薄帯の幅と厚さは表３に示す。なお、冷却ロールの外周部は、熱伝導率が１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）のＣｕ合金で構成されており、冷却ロールの内部には外周部の温度制御用の冷却機構が備えられている。

表３、４において、Ｎｏ．１～６は本開示の軟磁性合金薄帯に相当し、Ｎｏ．５１、５２は比較例に相当する。各試料のＢ_８０００、１Ｔ／１ｋＨｚでの鉄損、密度、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度、ＦｅＢ化合物析出開始温度、温度Ｔ１、温度Ｔ２、室温から温度Ｔ１までの昇温速度、Ｔ１－Ｔ２間の昇温速度を表３、４に示す。なお、室温から温度Ｔ１までの昇温速度は４００～５００℃／ｓｅｃ．とした。また、密度は熱処理後の密度である。
なお、Ｎｏ．１～６の各試料は、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有していた。また、各試料を断面観察したところ、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒の面積率が５０％以上（観察視野面積を１００％とした値）であった。

〔ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度、ＦｅＢ化合物析出開始温度〕
ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度、ＦｅＢ化合物析出開始温度は昇温速度により変化するが、一般的な熱分析装置の昇温速度の上限は２℃／ｓｅｃ．程度であり、本開示の熱処理時の昇温速度の測定ができないため、下記のような方法で昇温速度５０℃／ｓｅｃ．時の値を求め、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度、ＦｅＢ化合物析出開始温度とした。
リガク製ＤＳＣ８２３１にて、昇温速度５℃／ｍｉｎ．（０．０８３℃／ｓｅｃ．）、２０℃／ｍｉｎ．（０．３３３℃／ｓｅｃ．）、５０℃／ｍｉｎ．（０．８３３℃／ｓｅｃ．）の３点でｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度、ＦｅＢ化合物析出開始温度を測定し、その値をＸ軸昇温速度の対数、Ｙ軸ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度またはＦｅＢ化合物析出開始温度でプロットし、その近似曲線より昇温速度５０℃／ｓｅｃ．の値を外挿し求めた。

熱処理後の軟磁性合金薄帯を用いて、飽和磁束密度（Ｂ_８０００）、鉄損、密度を測定した。
〔飽和磁束密度（Ｂ_８０００）〕
メトロン技研（株）製の直流磁化特性試験装置にて熱処理後の単板試料に磁界８０００Ａ／ｍ印加し、その時の最大磁束密度を測定し、Ｂ_８０００とする。本開示の軟磁性合金薄帯は比較的飽和しやすい特性であるため、磁界８０００Ａ／ｍ印加時点で飽和しており、Ｂ_８０００と飽和磁束密度がほぼ同じ値となるため、飽和磁束密度をＢ_８０００で表す。
〔鉄損〕
東英工業（株）製の交流磁気測定装置ＴＷＭ１８ＳＲにて熱処理後の単板試料の鉄損を磁束密度１Ｔ，周波数１ｋＨｚの条件で測定した。
〔密度〕
（株）島津製作所製の乾式密度計アキュピーＡｃｃｕＰｙｃ１３３０使用し、定容積膨張法にて試料セル寸法外径１７ｍｍ、高さ３３ｍｍに挿入可能な寸法のコア状試料を作成し、その体積を測定し、コアの重量をその体積で割った値を密度として算出した。

本開示の実施例（Ｎｏ．１～６）では、高い飽和磁束密度と、低い鉄損が得られた。また、密度も７．４５ｇ／ｃｍ^３以上であった。
比較例のＮｏ．５１は飽和磁束密度が低い。
比較例のＮｏ．５２は鉄損がやや高いが、ほぼ特性値は本開示の実施例と同様であった。しかし、Ｓｉの含有量が少ないため、大気中保管数日で錆びが発生し、取り扱い上の課題が生じた。

Ｎｏ．１～６，Ｎｏ．５１、５２の試料の鋳造方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｌと鋳造方向に直交する方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｗとの値の比（Ｌ／Ｗ）および、熱処理前の合金薄帯の密度をＭ１、熱処理後の合金薄帯の密度をＭ２としたとき、Ｍ２／Ｍ１を表５に示す。

〔磁束密度Ｌ，Ｗ〕
メトロン技研（株）製の直流磁化特性試験装置にて熱処理後の単板試料の鋳造方向および鋳造方向と直交する方向にそれぞれ磁界８０Ａ／ｍ印加し、その時の最大磁束密度をそれぞれＬ，Ｗとし、ＬとＷの比Ｌ／Ｗにて等方性の評価を行った。

本開示の実施例（Ｎｏ．１～６）では、比（Ｌ／Ｗ）が０．７～１．３の範囲となっており、等方性が高い軟磁性合金薄帯が得られ、密度比（Ｍ２／Ｍ１）も１．００５以上であった。
比較例のＮｏ．５１，５２は、比（Ｌ／Ｗ）が１．３を超えていた。

Ｎｏ．１～５の飽和磁歪の値を表５に示す。
〔飽和磁歪〕
（株）共和電業製の歪ゲージを張り付けた試料に電磁石で５ｋＯｅの磁界を印加し、電磁石を３６０°回転させ、試料に印加する磁界の方向を３６０°変化させせたときに生じた試料の伸びおよび収縮の最大変化量を歪ゲージの電気抵抗値の変化から測定した。飽和磁歪＝２／３×最大変化量とした。
本開示の実施例は、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下であった。

Ｎｏ．２の軟磁性合金薄帯の断面観察写真を図４に示す。図４は、透過型電子顕微鏡によって観察した透過型電子顕微鏡観察画像（ＴＥＭ像）である。図４に示すとおり、本開示の軟磁性合金薄帯は、粒径が２０～３０ｎｍのナノ結晶を備える組織となっており、観察断面の半分以上をナノ結晶粒が占めていることからナノ結晶の体積率が５０%以上となっていることが確認できた。

〔実施例2〕
Ｆｅ_{８３．０７}Ｓｉ_２．２０Ｂ_{１３．６０}Ｎｂ_０．４５Ｃｕ_０．６８からなる組成となるように元素源を配合し、１３００℃に加熱した合金溶湯を周速３０ｍ／ｓで回転する外径４００ｍｍ、幅３００ｍｍの冷却ロール上に噴出させ、冷却ロール上で急冷凝固させて、合金薄帯を作製した。各合金薄帯は、表７に示す熱処理条件にて熱処理を行い、軟磁性合金薄帯を作製した。作製した合金薄帯の幅と厚さは表６に示す。なお、冷却ロールの外周部は、熱伝導率が１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）のＣｕ合金で構成されており、冷却ロールの内部には外周部の温度制御用の冷却機構が備えられている。
なお、本開示の実施例のＮｏ．７～９の各試料は、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有していた。また、各試料を断面観察したところ、粒径が６０ｎｍ以下となる結晶粒の面積率が５０％以上（観察視野面積を１００％とした値）であった。

各試料の熱処理条件、熱処理後の試料の占積率、平滑度、Ｂ_８０００、鉄損、密度を測定した結果を表６，７に示す。
Ｎｏ．５３，５４は比較例である。Ｎｏ．５３は、温度Ｔ２がＦｅＢ化合物析出開始温度より１５０℃低く、Ｎｏ．５４は、温度Ｔ２がＦｅＢ化合物析出開始温度より２０℃低い温度とした熱処理条件の試料であり、その結果の値も表６，７に示す。Ｎｏ．５３の試料はＢ_８０００が１．７３Ｔと低く熱処理が不十分である。Ｎｏ．５４の試料は鉄損が大幅に増加し、１Ｔ，１ｋＨｚの条件では測定することができなかった。このことにより、Ｎｏ．５４はＦｅＢ化合物の析出による特性劣化と考えらえる。また、Ｎｏ．５４の試料では、熱処理時にしわが発生したため、占積率は７９％、平滑度は３．５μｍと劣化した。
本開示の実施例（Ｎｏ．７～９）は、飽和磁束密度が高く、鉄損が低く、占積率が８６％以上であった。また、密度が高く、平滑度も良好であった。

〔占積率〕
ＪＩＳ Ｃ ２５３４：２０１７に準拠した以下の方法で測定を実施した。
長さ１２０ｍｍに切断した薄帯を２０枚重ね、平らな試料台にセットし、直径１６ｍｍの平らなアンビルを５０ｋＰａの圧力で積層した薄帯に乗せ、幅方向に１０ｍｍ間隔で高さを測定する。そのときの最大高さをｈｍａｘ（μｍ）とし以下の計算式から占積率ＬＦを求める。
ＬＦ（％）＝試料の重量（ｇ）／密度（ｇ／ｃｍ^３）／ｈｍａｘ（μｍ）／試料長さ（２４０ｃｍ）／薄帯の幅（ｃｍ）×１００００

以上のとおり、本開示によれば、飽和磁束密度が高く、鉄損が低い軟磁性合金薄帯が得られた。また、本開示によれば、異方性が抑制され、等方性を有する軟磁性合金薄帯が得られた。また、本開示によれば、密度が高く、占積率も高く、平滑度が良好な軟磁性合金薄帯が得られた。なお、本開示の軟磁性合金薄帯は、本開示の軟磁性合金の一形態である。

本開示の軟磁性合金薄帯を用いて磁心を構成する場合、公知の手段を用いて磁心を構成することができる。そして、本開示の軟磁性合金薄帯を用いて構成された磁心は、本開示の軟磁性合金薄帯が備える高飽和磁束密度や低鉄損、さらに等方性を備えた磁心が構成され、優れた特性を備える磁心が得られる。

さらに、本開示の軟磁性合金薄帯を用いて構成された磁心と、巻線とを備える部品を構成することにより、本開示の軟磁性合金薄帯が備える高飽和磁束密度や低鉄損、さらに等方性を備えた部品が構成され、優れた特性を備える部品が得られる。

Claims (14)

1. 組成式（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、原子％で８２．４≦ａ≦８６、０．２≦ｂ≦２．４、１２．５≦ｃ≦１５．０、０．０５≦d≦０．８、０．４≦ｅ≦１．０、０≦ｘ≦０．１である軟磁性合金であって、
   前記軟磁性合金は粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する軟磁性合金。
2. 請求項１において、飽和磁束密度が１．７４Ｔ以上である軟磁性合金。
3. 請求項１または２において、密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上である軟磁性合金。
4. 合金組成が、組成式（Ｆｅ_１－ｘＡ_ｘ）_ａＳｉ_ｂＢ_ｃＣｕ_ｄＭ_ｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷからなる群から選択される１種以上であり、原子％で８２．４≦ａ≦８６、０．２≦ｂ≦２．４、１２．５≦ｃ≦１５．０、０．０５≦ｄ≦０．８、０．４≦ｅ≦１．０、０≦ｘ≦０．１である軟磁性合金薄帯であって、
   前記軟磁性合金薄帯は粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有し、飽和磁束密度が１．７４Ｔ以上、１ｋＨｚ，１Ｔでの鉄損が２５Ｗ／ｋｇ以下である軟磁性合金薄帯。
5. 請求項４に記載の軟磁性合金薄帯において、密度が７．４５ｇ／ｃｍ^３以上である軟磁性合金薄帯。
6. 請求項４または５に記載の軟磁性合金薄帯において、占積率が８６％以上である軟磁性合金薄帯。
7. 請求項４～６のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯において、厚さが２５μｍ以上である軟磁性合金薄帯。
8. 請求項４～７のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯において、前記軟磁性合金薄帯の鋳造方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｌと、前記軟磁性合金薄帯の鋳造方向に直交する方向に磁界８０Ａ／ｍを印加したときの磁束密度Ｗとの値の比（Ｌ／Ｗ）が０．７～１．３である軟磁性合金薄帯。
9. 請求項４～８のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯において、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下である軟磁性合金薄帯。
10. 請求項４～９のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯を得る製造方法において、
    合金薄帯を熱処理して、粒径６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有する軟磁性合金薄帯の製造方法であり、
    前記熱処理では、ｂｃｃＦｅ結晶化開始温度より１０～１４０℃低い温度を温度Ｔ１、ＦｅＢ化合物析出開始温度より３０～１２０℃低い温度を温度Ｔ２として、
    室温から温度Ｔ１まで、昇温速度５０℃／ｓｅｃ．以上で加熱し、
    温度Ｔ１から温度Ｔ２まで、温度Ｔ１までの昇温速度より遅く、かつ４００℃／ｓｅｃ．以下の昇温速度で加熱し、
    温度Ｔ２に達したのち冷却する、又は、
    温度Ｔ２に達したのち、温度Ｔ２－５０℃から温度Ｔ２の間の温度で、０．５～６０秒保持し、その後、冷却する、軟磁性合金薄帯の製造方法。
11. 前記熱処理前の合金薄帯は、合金溶湯を回転する冷却ロール上に噴出させ、前記冷却ロール上で急冷凝固させて得られ、前記冷却ロールの外周部が熱伝導率１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上となるＣｕ合金で構成されている請求項１０に記載の軟磁性合金薄帯の製造方法。
12. 前記熱処理前の合金薄帯の密度をＭ１とし、前記熱処理後の合金薄帯の密度をＭ２としたとき、Ｍ２／Ｍ１が１．００５以上である請求項１０または１１に記載の軟磁性合金薄帯の製造方法。
13. 請求項４～９のいずれか１項に記載の軟磁性合金薄帯を用いて構成された磁心。
14. 請求項１３に記載の磁心と、巻線とを備える部品。
    
    

Images