JP3850655B2 - 軟磁性合金及び軟磁性合金薄帯 - Google Patents
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Description
【０００１ 】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軟磁性合金に関するものであり、特に、柱上トランス、磁気ヘッド、チョークコイル、磁気センサ等の磁心に用いて好適な軟磁性合金及び軟磁性合金薄帯に関する。
【０００２ 】
【従来の技術】
磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求される諸特性は以下の通りである。
▲１▼飽和磁束密度が高いこと。▲２▼透磁率が高いこと。▲３▼低保磁力であること。▲４▼薄い形状が得やすいこと。また、磁気ヘッドに対し、上記▲１▼〜▲４▼に記載の特性の他に製造プロセス上の制約から以下の特性が要求される。▲５▼耐食性が高いこと。
従って軟磁性合金を製造する場合、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、上述の用途に対しては、Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ合金、Ｎｉ-Ｆｅ合金、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基およびＣｏ基の非晶質合金も使用されるようになってきている。
【０００３ 】
ところが、上記のＦｅ-Ａｌ-Ｓｉ合金は、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が約１.１Ｔ（テスラ）と低い欠点があり、Ｎｉ-Ｆｅ合金も同様に、軟磁気特性に優れる合金組成においては、飽和磁束密度が約０.８Ｔと低い欠点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの透磁率等の軟磁気特性に劣る欠点がある。
一方、非晶質合金において、Ｃｏ基非晶質合金は軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１.０Ｔ程度と不十分である。また、Ｆｅ基非晶質合金は飽和磁束密度が高く、１.５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、透磁率等の軟磁気特性が不十分である。
上述のごとく高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難しい。
【０００４ 】
ところで、トランス用の軟磁性合金として重要な特性は、鉄損が小さいこと、飽和磁束密度が高いことであるが、従来、一部の用途として使用されているトランス用のＦｅ系のアモルファス合金の鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３Ｔで０.２〜０.３Ｗ／ｋｇ程度であり、鉄損をさらに低くしたいという要望があった。また、トランスの小型化のために飽和磁束密度を更に高めたいという要望もあった。
【０００５ 】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明者らは、上記合金の発展型の合金として非晶質合金相とｂｃｃ−Ｆｅ相の微結晶粒を主体とする組織を有し、飽和磁束密度が１.５Ｔを超える優れた特性のＦｅ系軟磁性合金を提供した。
このＦｅ系軟磁性合金の１つは、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であった。
（Ｆｅ1-mＱm）nＢxＭy
但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ1は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種以上の元素であり、且つ、Ｚｒ,Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｍ≦０.０５、ｎ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜９原子％である。
また、Ｆｅ系軟磁性合金の他の１つは、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であった。
ＦｅkＢxＭy
但し、ｋ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜９原子％である。
【０００６ 】
ところが近年、トランス、チョークコイルの場合、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必要であるため、より高性能の磁性材料が望まれており、特に柱上トランスの場合は電力エネルギーの節約のために、より低鉄損な軟磁性合金が望まれている。
また磁気ヘッドの場合、磁気記録媒体の高記録密度化が進められるのに伴う磁気記録媒体の高保磁力化に対応するため、より高性能な磁気ヘッド用磁性材料が望まれている。
これらの要望に対応するには上記Ｆｅ系軟磁性合金よりも低鉄損で透磁率が高く、しかも上記Ｆｅ系軟磁性合金と同等以上の高飽和磁束密度を有する軟磁性合金が望まれているが、このような軟磁性合金は未だ実用化されていなかった。
【０００７ 】
また、上記のＦｅ系軟磁性合金は、不活性ガス雰囲気とされたチャンバ内に合金溶湯が満たされたるつぼや冷却ロールを配置して合金薄帯を作製し、この合金薄帯に熱処理を施すことにより製造されるので、作業性の点で課題があった。例えば、従来の単ロール法では、１チャージ毎にチャンバを開放して溶融母材を溶解炉またはるつぼに装填し、再度チャンバを密閉した後に不活性ガス雰囲気に置換するという煩雑な作業が必要であり、量産には不向きであった。
また、チャンバ内を不活性ガス雰囲気に保持するための付帯設備のコストが大きくなり、製造コスト面で問題があった。
【０００８ 】
次に、上記のＦｅ系軟磁性合金を大気中において溶湯から急冷法により製造する場合、通常は、るつぼの下端部に設けたノズルから回転中の冷却ロールの表面に溶湯を噴出させて溶湯を急冷し、合金薄帯を得るのであるが、この系の合金薄帯を製造する場合、溶湯が通過するノズルのスリットが酸化によって徐々に詰まり易くなり、得られる合金薄帯の厚さが製造開始時よりも製造終了時において薄くなってしまう問題を有していた。例えば、急冷法により数１０ｍの長さの合金薄帯を製造する場合、製造開始時に厚さ２０μｍであった薄帯が製造終了時に１０μｍ程度の厚さの薄帯になってしまう問題があった。また、ノズルのスリットが狭まった状態で製造された薄い薄帯は、表面の粗さ、状態が製造初期のものとは異なり、場合によっては不良品となり得る可能性も有していた。なお、製造時の不良品としてはこの他に、ノズルからの溶湯供給量が低下して合金薄帯に部分的に孔ができてしまうもの、表面が酸化により変色したもの、薄帯の長さ方向に沿う筋状の凹凸を生じるものなどがある。
【０００９ 】
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、低鉄損及び高透磁率で、高飽和磁束密度を有し、軟磁気特性を向上させたと同時に、急冷法で長尺の薄帯状に製造した場合に製造終了時まで厚さの揃ったものを得ることが可能な軟磁性合金を提供することを目的とする。
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して製造することができ、低鉄損及び高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、軟磁気特性をより一層向上させたと同時に、急冷法で長尺の薄帯状に製造した場合に製造終了時まで厚さの揃ったものを得ることが可能な軟磁性合金薄帯を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明の軟磁性合金は、大気中雰囲気にて合金溶湯をノズルを介し噴出し急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であり、下記の組成式で示されることを特徴とする。 Ｔ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ Ｎｂ ａＢｂＰｃＬａｄ
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、
組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。
【００１１ 】
上記の軟磁性合金は、磁性を担う前記元素Ｔと、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質形成能を有する前記元素Ｍと、非晶質形成能を高める作用効果、結晶組織の粗大化を防ぐ効果、及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前記元素Ｘと、非晶質形成能を高め、結晶組織の粗大化を防ぎ、熱処理工程において化合物相の生成を抑制するととともに合金自体の比抵抗を高めるＰ（リン）とを必須として含むので、熱処理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多数析出し、結晶磁気異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くできる。
【００１２】
上記の軟磁性合金は、Ｐを０.１〜５原子％の範囲で含むので、合金の比抵抗を高めることができ、渦電流の発生が少なくなって鉄損を低減できる。更に、Ｐに加えて希土類元素のＬａを０.０１〜２原子％の範囲で含むので、急冷法により製造する場合にノズルに詰まり難くなり、長尺の軟磁性合金薄帯の製造終了時まで均一な厚さの軟磁性合金薄帯を製造可能となる。また、ノズルに溶湯が残り難くなるので、ノズル詰まり等が起こり難くなり、ノズルの寿命も向上する。
【００１５ 】
係る軟磁性合金によれば、元素Ｔ、元素Ｍ、Ｂ及びＰの組成比を上記の組成範囲に限定することにより、微細なｂｃｃ−Ｆｅ相（体心立方晶の相）の結晶粒をより多く析出させることができ、透磁率を向上できる。
更に、安価なＰをＢ置換で添加することにより、Ｂの量が低下しても合金の非晶質形成能が低下せず、また透磁率を向上させることができ、合金のコストダウンを図ることができる。
【００１６ 】
また、上記の軟磁性合金を製造するための合金溶湯においては、Ｍで示される複数の元素うち、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆといった非常に酸化しやすい元素の濃度を１原子％以下にすれば、不活性ガス雰囲気のみならず、大気雰囲気中で単ロール法などを用いて急冷しても材料が酸化するおそれが少なく、材料の酸化に起因する溶融噴出用のノズルの目詰まりを防止できる。
更に、Ｐに加えて規定量の希土類元素ＲＥを添加しているので、先の優れた軟磁気特性と低コアロスに加え、製造時に急冷した場合に得られる薄帯の板厚を製造開始時から製造終了時に至るまで均一化することができ、製品歩留まりを向上させることができる。
【００１７】
次に、本発明の組成において、Ｐの含有量が０.１原子％以上、２原子％以下であることが好ましい。
更に、本発明の組成において、希土類元素のＬａの含有量が０.１原子％以下の範囲であることが好ましい。
本発明の組成において、Ｌａの含有量が０.０１原子％以上、０.２原子％以下であることが好ましい。
本発明の組成において、Ｌａの含有量が０ . １原子％以下であることが好ましい。
本発明において、Ｌａの含有量が０ . ０５原子％以上、０ . １原子％以下であることが好ましい。
【００１８ 】
また、本発明の軟磁性合金は、先に記載の軟磁性合金であって、前記元素Ｍのうち５０％以上をＮｂとすることができる。
元素Ｍの５０％以上をＮｂとすることにより、非晶質形成能が向上するとともに微細結晶核の成長速度が小さくなり、微細な結晶粒が多数析出して軟磁気特性が向上する。また、Ｎｂは比較的酸化しにくい元素であるので、材料の酸化をより効果的に防止し、合金溶湯を大気雰囲気中で急冷した場合でも溶融ノズルのつまりが起きることがない。
【００１９ 】
また、本発明の軟磁性合金は、大気雰囲気中にて前記合金溶湯を急冷して前記の非晶質相を主体とする合金を形成し、該合金を熱処理して得られたものであることを特徴とする。
【００２０ 】
本発明の軟磁性合金薄帯は、先のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、前記合金溶湯を回転中の金属ロールの表面に大気雰囲気中で噴出させて急冷することによりリボン状に形成されたものである。
先のいずれかの組成の軟磁性合金であるならば、大気雰囲気中において長尺の軟磁性合金薄帯を製造しても製造開始時と製造終了時において厚さのばらつきを生じていないリボン状の軟磁性合金薄帯を得ることができる。
【００２１ 】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の軟磁性合金は、合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍと、ＢまたはＣの中から選択される少なくとも１種以上の元素Ｘと、Ｐと、Ｙまたは希土類元素とを含み、Ｐが０.１原子％以上、５原子％以下含有され、Ｙまたは希土類元素が０.０１原子％以上、２原子％以下含有されてなることを特徴とする。
【００２２ 】
特に、本発明の軟磁性合金は、例えば下記の組成式で示されるものである。
Ｔ100-a-b-c-dＭaＢbＰcＲＥd
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。
【００２３ 】
次に本発明の軟磁性合金は、例えば、下記の組成式で示されるものである。
Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＢbＰcＲＥdＭ’e
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、Ｍ’はＰｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２、０＜ｅ≦１.０である。
【００２４ 】
本発明の軟磁性合金は、(元素Ｔ)-(元素Ｍ)-(Ｂ：ボロン)からなる合金にＰ（リン）を添加することにより、合金の比抵抗を高めて渦電流の発生を低減し、これにより鉄損（コアロス）を従来の軟磁性合金よりも大幅に少なくしたものである。
特に、ＢをＰで置換する形で添加することにより、Ｆｅ量を減らすことなく合金の軟磁気特性を向上させることができ、高飽和磁束密度と低鉄損の両方を実現することができる。
【００２５ 】
また、本発明の軟磁性合金は、平均結晶粒径１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下の微細な体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒からなる微結晶質相を主体とし、該微結晶質相とその粒界に存在する粒界非晶質相とからなる組織から構成されており、１.５Ｔ以上の飽和磁束密度を示すと共に優れた透磁率を示す。それは、析出したｂｃｃ構造の結晶粒が１００ｎｍ以下と微細なために、結晶磁気異方性がｂｃｃ構造の結晶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小さくなるためであると考えられる。
【００２６ 】
また本発明においては、各構成元素の添加量等を調整することによって軟磁性合金の耐酸化性を高め、これにより不活性雰囲気中のみならず大気雰囲気中でも合金溶湯を急冷して非晶質合金を得ることができ、これを熱処理して本発明に係る軟磁性合金を得ることができる。
【００２７ 】
本発明に用いられる軟磁性合金の組成において、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。
上記組成の軟磁性合金においては、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ）の値は９５.９原子％以下である。
上記の磁性を担う元素Ｔの添加量が９５.９原子％を超えると単ロール法等の液体急冷法によって非晶質単相の薄帯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軟磁性合金の組織が不均一になって高い透磁率が得られなくなるので好ましくない。
また、元素Ｔの添加量は８３原子％以上とすることが好ましい。この磁性を担う元素Ｔが８３原子％未満では、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上とすることが困難となり、また、軟磁気特性が劣化して透磁率が低下してしまうので好ましくない
。
【００２８ 】
次に、大気雰囲気中にて容易に液体急冷法によって非晶質単相の長尺の薄帯を得ることができ易く、なおかつ、高い飽和磁束密度を得るためには、元素Ｔの組成範囲を８３原子％以上、８７原子％以下とすることが好ましい。
また、Ｆｅの一部は、磁歪等の調整のためにＣｏ，Ｎｉのうち１種または２種以上の元素で置換してもよく、この場合、ＣｏまたはＮｉの添加量を好ましくはＦｅの２５％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。
上記組成式中の元素Ｔとしては、少なくともＦｅを選択し、より好ましくはＦｅのみとするのが、低コストとできる点、飽和磁束密度を高くできる点で好ましい。また、Ｆｅを主成分とした場合、軟磁性合金の結晶質相をｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶組織とすることができ、飽和磁束密度を高めるとともに、透磁率を向上できる。
【００２９ 】
また、本発明の軟磁性合金には、微細結晶核の成長速度を小さくするとともに非晶質形成能を向上することにより組織の微細化を図る元素Ｍとして、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素が添加される。
【００３０ 】
これらの元素の中でも特にＮｂは、比較的酸化しずらく、α-Ｆｅに対してほとんど固溶しないとされるが、合金を急冷して非晶質化することで、Ｎｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりＮｂ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る作用がある。
また、微細結晶相を析出させ、その微細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Ｎｂを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ｎｂ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｎｂ系の合金にＢを添加することが好ましい。
【００３１ 】
また、大気雰囲気中で材料を酸化させることなく、非晶質相を得やすくするためにも、酸化しにくく、かつ、非晶質形成能の特に高いＮｂを含むことが好ましい。Ｎｂは、比較的遅い拡散種であり、Ｎｂの添加は、微細結晶核の成長速度を小さくするとともに、非晶質形成能を高め、組織の微細化に有効である。またＮｂは、酸化物の生成自由エネルギーの絶対値が比較的小さく、熱的に安定であり、酸化物を生成しにくいため、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷する際に材料の酸化を防止するものとして有効である。
また、Ｍｏ及び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、Ｍｏ、Ｗを添加することによっても酸化物が生成しにくくなる。
よって、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加して軟磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を不活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしく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供給しつつ大気中で製造できるので、製造条件が容易となり、目的とする軟磁性合金を安価に製造できる。
【００３２ 】
元素Ｍの組成比ａは、４原子％以上１０原子％以下、好ましくは４原子％以上９原子％以下、より好ましくは５原子％以上８原子％以下とされる。元素Ｍの組成比ａが４原子％未満では、核成長速度を小さくする効果が失われ、結晶粒径が粗大化して良好な軟磁性が得られない。また、組成比のａが１０原子％を越えると、合金溶湯を急冷した際に、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の化合物の生成傾向が大きくなり、均一な非晶質相ができにくくなって得られる軟磁性合金の軟磁性が低くなってしまうので好ましくない。
また、元素Ｍの組成比を６原子％以上７原子％以下とすることが、軟磁性合金の磁気特性を最も好ましい範囲とすることができる点で好ましい。
【００３３ 】
上記組成式中のＢ（ボロン）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。
【００３４ 】
Ｂの組成比ｂは、１２原子％以下、好ましくは２原子％以上１０原子％以下、より好ましくは３原子％以上１０原子％以下とすることがよい。
Ｂの組成比ｂが１２原子％を越えると、Ｂ−Ｎｂ系、Ｂ−Ｍ（Ｔｉ、Ｈｆ）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、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。
また、組成比ｂが２原子％未満では、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。このようにＢの添加量を適切にすることで、析出する微細結晶相の平均結晶粒径を１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下に調整できる。
また、組成比ｂを１０原子％以下とすることにより、軟磁性合金の磁気特性をより向上できる。
【００３５ 】
Ｐ（リン）は、本発明の軟磁性合金の必須元素であり、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に加えて、合金自体の比抵抗を高める効果、透磁率等の軟磁気特性を向上させる効果があると考えられる。特に比抵抗を高めることにより、渦電流の発生を少なくして鉄損を低減でき、また、低周波領域においても鉄損の低減ができる。
またＰは、元素ＭのうちＮｂ、Ｔｉ、Ｈｆとの親和力が強いため、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留し、飽和磁束密度の減少を少なくでき、なおかつ、比抵抗を上げることができ、透磁率等の軟磁気特性の向上が可能である。Ｐは安価であり、これのＰの添加により、Ｂや元素Ｍの添加量を少なくしても、飽和磁束密度や磁歪が劣化させることなく、透磁率等の軟磁気特性を向上できるので、コストを低く抑えることができる。
特に、ＰをＢ置換で添加することにより、磁性を担う元素Ｔの添加量を減らすことがなく、飽和磁束密度を高く維持するとともに透磁率を高くできる。
【００３６ 】
Ｐの組成比を示すｃは、０.１原子％以上５原子％以下の範囲とすることが好ましく、０.１原子％以上２原子％以下の範囲とすることがより好ましい。
Ｐの組成比ｃが０.１原子％未満であると、結晶粒界の非晶質相が不安定となるため、充分な添加効果が得られないので好ましくなく、組成比ｃが５原子％を越えると、特性的には向上するものの、ノズルから溶湯を吹きにくくなるので好ましくない。また、組成比ｃを０.５原子％以上にすることにより、透磁率、鉄損、保磁力及び飽和磁束密度等の磁気特性を向上できる。
【００３７ 】
尚、上記の元素以外に必要に応じてＺｎ、Ｓｉ、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軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。
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。
【００３８ 】
上記組成の軟磁性合金によれば、ＰをＢ置換で０.１原子％以上添加することにより、周波数１ＫＨｚにおける透磁率を３００００以上とし、保磁力を６.４Ａ／ｍ（０.０８Ｏｅ）以下とし、印加磁場１.３３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損を０.２Ｗ／ｋｇ以下とし、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上にできる。
更に、元素Ｔの組成比を８３原子％以上とすることにより、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上にできる。
【００３９ 】
次に、Ｙを含めた元素として標記したＲＥ（希土類元素）は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の希土類元素またはＹを示すが、これらの希土類元素またはＹの中でもＬａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｄｙ等が好ましく、Ｌａが最も好ましい。Ｙまたは希土類元素の好ましい添加量は０.０１原子％以上、０.５原子％以下、最も好ましい添加量は０.０１原子％以上、０.２原子％以下であるが、この範囲内であるならば、大気雰囲気中において溶湯をノズルから噴出させて長尺の薄帯を製造する場合においてもノズルに溶湯が残りにくくならないので、射出時に溶湯をノズルから吹き出し易くなり、ノズルの寿命も向上する。よって、長尺の薄帯を製造した場合、製造初期の薄帯の厚さと製造終了時の薄帯の厚さのばらつきを抑えることができる。より具体的には、数１０ｍの長尺の薄帯を大気雰囲気中において製造した場合、製造初期には厚さ２０μｍの薄帯を製造していても、製造続行とともに徐々に薄帯の厚さが減少し、製造終了時においては１０μｍ程度の厚さになってしまうという問題を解消し、製造開始時から製造終了時まで均一な厚さの板厚ばらつきの少ない薄帯を製造することができるようになる効果を奏する。よって大気雰囲気中において薄帯を製造する際の歩留まりの向上、品質の安定化を図ることができる。また、希土類元素の添加量は前記範囲の如く少ないので、磁気特性の劣化を生じさせないか、劣化を小さく抑えた上で上記の効果を得ることができる。
【００４０ 】
また、この軟磁性合金において前記元素に加えて、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の元素Ｍ’を上記の組成比の範囲で添加することにより、組成の揺らぎにより元素Ｍ’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、ｂｃｃ−Ｆｅの核生成頻度を増加させることができ、また、元素Ｍ’の添加により結晶化温度を低下させることができ、熱処理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多くなり、高透磁率及び高飽和磁束密度にできる。
【００４１ 】
本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造するには、以下の組成式、
Ｔ100-a-b-c-dＭaＢbＰcＲＥd （但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の希土類元素またはＹであり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。）にて示される組成の非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を、アーク溶解、高周波誘導溶解等の手段で溶解してから急冷し、非晶質相を主体とする長尺のリボン状の薄帯を作製する。ここで上記の組成からなる薄帯を作製する具体的方法としては、特開平４−３２３３５１号公報に記載されているような液体冷却法や、単ロールを用いた急冷法等を採用できる。
また、前述の組成に代えて、例えば下記の組成式で示される合金の溶湯を用いることもできる。
Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＢbＰcＲＥdＭ’e
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の希土類元素又はＹであり、Ｍ’はＰｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２、０＜ｅ≦１.０である。
【００４２ 】
上記の単ロール法を採用する場合には、合金溶湯の急冷を不活性ガス雰囲気中で行っても良く、大気雰囲気中で行っても良い。
また、大気雰囲気中で行う場合には、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のみ不活性ガスを供給し、ノズルとその近傍における合金溶湯及び薄帯の酸化を防止しつつ、ノズルから冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させることにより行っても良い。
【００４３ 】
ついで、作製した薄帯を熱処理することにより、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、目的とする軟磁性合金が得られる。尚、元素Ｔの主成分をＦｅとした場合は、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が主に析出する。
【００４４ 】
熱処理により平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒（Ｆｅの結晶粒）からなる微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄帯等が非晶質相を主体とする組織となっており、これを加熱すると、ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以下のＦｅを主成分とする体心立方構造の結晶粒からなる微細結晶相が析出するからである。
このｂｃｃ構造を有するＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が析出する温度は、合金の組成によるが７５３Ｋ（４８０℃）〜９７３Ｋ（７００℃）、好ましくは７５３Ｋ（４８０℃）〜９４８Ｋ（６７５℃）である。
また、このＦｅの微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆｅ3Ｂ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、合金の組成によるが１０１３Ｋ（７４０℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）程度である。ただし、軟磁気特性を悪化させる化合物相の析出は、少量であれば影響が少ないので、一部化合物相の析出があっても差し支えない。
【００４５ 】
したがって、本発明において、非晶質合金薄帯等を熱処理する際の保持温度は７５３Ｋ（４８０℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）の範囲で、体心立方構造を有するＦｅの結晶粒を主成分とする微細結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が多く析出しないように、合金の組成に応じて適宜設定される。
【００４６ 】
上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温速度は、２０〜２００Ｋ／分の範囲が好ましく、４０〜２００Ｋ／分の範囲とするのがより好ましい。
昇温速度が遅いと製造時間が長くなるので昇温速度は速い方が好ましいが、加熱装置の性能上、２００Ｋ／分程度が上限とされる。
【００４７ 】
また、非晶質合金薄帯等を上記保持温度に保持する時間は、０〜１８０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、昇温後直ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする効果を得ることができる。また、保持時間は１８０分より長くしても磁気特性は向上せず、製造時間が長くなり生産性が悪くなるので好ましくない。
【００４８ 】
以下に、急冷薄帯を製造する一具体例として、大気雰囲気中でるつぼのノズル先端部のみに不活性ガスを供給しながら合金溶湯を急冷する方法について説明する。
図１は、大気中で急冷薄帯を製造する場合に用いて好適な合金薄帯製造装置の一例を示す概略構成図である。
この例の合金薄帯製造装置は、冷却ロール１と、合金溶湯を保持するるつぼ３の下端部に連接される溶湯ノズル２と、溶湯ノズル２及びるつぼ３の外周に捲回されて配置された加熱コイル４と、不活性ガスを溶湯ノズル２の少なくとも先端部にフローするための第１ガスフロー供給手段である第１〜第３のガスフローノズル５１、５２、５３、及び、溶湯ノズル２の先端部周囲に配置された内向き孔付きの環状管からなるガスフローパイプ５４と、冷却ロール１の冷却面１ａに向けて不活性ガスをフローする第２ガスフロー供給手段である第５のガスフローノズル５５から基本的に構成されている。
【００４９ 】
冷却ロール１は、図示しないモータにより矢印（反時計）方向へ回転駆動される。冷却ロール１の冷却面１ａは、炭素鋼、例えばＪＩＳＳ４５ＣなどのＦｅ基合金、または真鍮（Ｃｕ−Ｚｎ合金）、あるいは純Ｃｕで構成することが望ましい。冷却ロール１の冷却面１ａが真鍮あるいは純Ｃｕであると、熱伝導性が高いことから、冷却効果が高く、溶湯の急冷に適している。冷却効果を向上させるためには、内部に水冷構造を設けることが望ましい。
【００５０ 】
図１において、るつぼ３内で溶解された合金溶湯は、下端部の溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷却面１ａに向けて噴出される。るつぼ３の上部は、供給管７を介してＡｒガスなどのガス供給源８に接続されると共に、供給管７には、圧力調整弁９と電磁弁１０とが組み込まれ、供給管７において圧力調整弁９と電磁弁１０との間には圧力計１１が組み込まれている。
また、供給管７には補助管１２が並列的に接続され、補助管１２には圧力調整弁１３、流量調整弁１４、流量計１５が組み込まれている。したがって、ガス供給源８からるつぼ３内にＡｒガスなどのガスを供給して溶湯ノズル２から溶湯を冷却ロール１に向けて噴出できるようになっている。
【００５１ 】
図１に示す装置を用いて合金薄帯を製造する時には、大気雰囲気中にて冷却ロール１を高速で回転させつつ、その頂部付近、もしくは、頂部よりやや前方に近接配置した溶湯ノズル２から上記のいずれかの組成の合金溶湯を噴出することにより、冷却ロール１の表面で溶湯を急速冷却して固化させつつ冷却ロール１の回転方向に帯状となして引き出す。溶湯ノズル２の溶湯吹き出し口は矩形状を有するが、吹出し幅（冷却ロール１の回転方向の幅）は、０.１〜０.８mmの範囲程度であることが望ましい。吹出し幅が０.８mmを超えると十分な冷却が困難な場合があるからである。
【００５２ 】
合金薄帯製造時の冷却ロール１と溶湯ノズル２との間隔は、０.１〜０.８mmの範囲で適宜選択すればよい。０.１mm未満では溶湯の噴出が困難となり、溶湯ノズル２の破損を引き起こすおそれがあるからであり、また、０.８mmを超えると良好な性状の薄帯製造が困難となるからである。
冷却ロール１と溶湯ノズル２との間隔が調整できるように、るつぼ３は、図示しない昇降手段により昇降可能とされている。冷却ロール１は、合金薄帯製造開始後から、温度上昇により表面が熱膨張して径が拡大するため、冷却ロール１と溶湯ノズル２との間隔を製造開始後に徐々に大きくしていくことが板厚精度の高い薄帯を製造するためには望ましい。
【００５３ 】
また、図１に示すように、冷却ロール１の回転方向前下方には、薄帯誘導板７０とスクレイパー７２とが備えられている。冷却面１ａにおいて溶湯が冷却されて形成された合金薄帯は、スクレイパー７２により冷却ロール１から剥離されて薄帯誘導板７０側に案内される。従って、スクレイパー７２の近傍が、冷却面１ａから合金薄帯が剥離する位置となる。
【００５４ 】
第１ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置される第１および第２のガスフローノズル５１、５２、前方側に設置される第３のガスフローノズル５３、溶湯ノズル２の先端側をその周囲から囲むように設置される第４のガスフローノズル５４からのガスフローによって供給することが望ましい。
【００５５ 】
図１において、第１のガスフローノズル５１は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置されるガスフロー供給を行うための手段のうちの１つである。この第１のガスフローノズル５１は、冷却ロール１の後方のほぼ接線方向から溶湯ノズル２の先端近傍（以下、パドル生成部）にガスをフローするためのものである。そして、第１のガスフローノズル５１は、例えば幅５mmの比較的細いスリットを有し、ある程度速い流速でガスをフローする。
第２のガスフローノズル５２は、後方側に設置されるガスフロー供給を行うための手段のうちのもう１つである。この第２のガスフローノズル５２は、第１のガスフローノズル５１からのガスフロー上にガスフローし、第１のガスフローノズル５１から供給されたガスフローを大気と遮断して、大気が巻き込まれるのを防止するガスフローを供給するために、溶湯ノズル２と第１のガスフローノズル５１との間に設置されている。そして、第２のガスフローノズル５２は、第１のガスフローノズル５１より広い２０mmのスリットを有し、第１のガスフローより遅い流速でガスフローを行う。
また、図１に示すように、第１および第２のガスフローノズル５１、５２を溶湯ノズル２に近傍に設置しているので、パドル生成部付近に不活性ガスフローが供給されることになり、パドル生成部付近の酸素濃度低減効果を向上させる。
【００５６ 】
第３のガスフローノズル５３は、溶湯ノズル２を基準として前方側に設置されるガスフロー供給を行うための手段のうちの１つである。この第３のガスフローノズル５３は、冷却ロール１の回転方向前方からの大気の巻き込みを防止することを目的とするものである。第３のガスフローノズル５３の形状は、第２のガスフローノズル５２と同様であるが、スリットの幅を２.５mmと狭くしている。
第４のガスフローノズル５４は、溶湯ノズル２の先端を囲むように設置されるガスフロー供給を行うための手段である。この第４のガスフローノズル５４は、溶湯ノズル２の先端を囲むようにガスをフローするためのものである。そして、第４のガスフローノズル５４は、外径６ｍｍのパイプを外径５７ｍｍ内径４５ｍｍの環状に形成してなる環状パイプからなる。第４のガスフローノズル５４には、その外周位置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、外径１.５ｍｍの多数の孔が３.５ｍｍのピッチで環状に設けられている。
【００５７ 】
以上の第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、単独で用いることは勿論、複数を組み合わせて使用できる。パドル生成部付近の酸素低減効果は、第１および第２のガスフローノズルが最も大きい。
第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４には、第１のガスフローノズル５１について例示するように、圧力調整弁１６が接続された接続管１７を介してガス供給源１８に接続される。
【００５８ 】
また、第２ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給は、図１に示すように、冷却ロール１の冷却面１ａに向けてなされるものであって、好ましくは冷却面１ａから合金薄帯が剥離する位置１ｂから溶湯ノズル２の近傍に設けられた第１のガスフローノズル５１が設けられている位置までの間で行うことが望ましい。図１において、第２ガスフロー供給手段である第５のガスフローノズル５５は、冷却面１ａと離間して冷却ロール１のほぼ真下に位置しており、冷却面１ａを望むように設けられて、冷却面１ａに向けてガスをフローできるようになっている。 第５のガスフローノズル５５は、幅２.５mmの比較的細いスリットを有し、ある程度大きな流量でガスをフローする。
【００５９ 】
第５のガスフローノズルから供給された不活性ガスは、冷却ロール１の回転により冷却面１ａ上を冷却ロール１の回転方向に沿って流れ、第１のガスフローノズルの近傍に達し、さらに溶湯ノズル２の近傍に流れ込み、パドル生成部付近の酸素濃度を低減することが可能となる。
このように、冷却ロール１のほぼ真下に第５のガスフローノズル５５を設置し、更に溶湯ノズル２の周囲に、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４を設置することにより、パドル生成部付近における酸素濃度の低減を行うことが可能になる。
【００６０ 】
また、第５のガスフローノズルを設置する位置は、冷却ロール１の真下に限られず、合金薄帯が冷却面１ａから剥離する位置１ｂの近傍から第１のガスフローノズル５１が設けられている位置の間にあればよい。
また、第４のガスフローノズル５４は、その外周位置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、複数の孔を環状に設けてなるものとすることができるが、外周位置と内周位置との中心の位置に複数の孔を環状に設けてなる第４のガスフローノズルとすることや、上記複数の孔に代えて、環状スリットを設けてなる第４のガスフローノズルとすることもできる。また、渦巻状に形成してなる第４のガスフローノズルとし、溶湯ノズル２の先端を２重に取り囲むようにしてもよい。
【００６１ 】
図１に示した合金薄帯製造装置を用いて薄帯を製造するにあたっては、冷却ロール１を回転させる前から、第１〜第５のガスフローノズル５１〜５５により不活性ガスを供給することが望ましい。これは、冷却ロール１回転後に不活性ガスを供給する場合に比べて、冷却ロール１回転前からガスフローを行った方が、酸素濃度の低下が速くなるからである。したがって、溶湯ノズル２近傍雰囲気の酸素濃度を測定し、所定の酸素濃度に達した後に冷却ロール１の回転を行うようにすれば生産効率上望ましい。
【００６２ 】
上記の製造方法において、第１ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量２００〜１８００l/min.、より好ましくは１７６０l/min.の条件下で行えばよい。それは、流量が２００l/min未満では、溶湯ノズル２近傍雰囲気の酸素量低減に効果がなく、一方、１８００l/minを超えても、ガスフローによる周囲からの大気の巻き込みが原因となり、酸素濃度低減効果が減じてしまい、供給量に見合う効果が望めないからである。
【００６３ 】
上記の製造方法において、第２ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量２５０〜７５０l/min.、より好ましくは５００l/min.の条件下で行えばよい。それは、流量が２５０l/min未満では、やはり溶湯ノズル近傍雰囲気の酸素量低減に効果がなく、一方、７５０l/minを超えても供給量に見合う効果が望めないからである。
従って、第５のガスフローノズル５５からのガスフローである第５のガスフローは、流量２５０〜７５０l/minとすることが望ましい。
第５のガスフローのより望ましい範囲は、流量４００〜６００l/min、最も好ましくは５００l/minである。
【００６４ 】
上記の軟磁性合金の製造方法に用いる不活性ガスとしては、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒｎから選ばれる少なくとも２種類の不活性ガスを使用することができ、Ｎ2とＡｒであることが望ましい。
また不活性ガスは、第１のガスフローには、Ａｒを使用することが望ましい。
【００６５ 】
なお、各ガスフローノズル５１、５２、５３、５４、５５は、組成により必要に応じてガスフローを行えば、足りるものであり、ガスフローなしでも本発明における軟磁性合金の薄帯は、十分に製造できる。このようにした場合は、さらなる工数とコストの削減が可能となる。
また、図１に示すように、ノズル取り付け板６２は、溶湯ノズル２の位置を基準にして、冷却ロール１の回転方向の前方から後方に向けて延在するように設けられている。このノズル取り付け板６２には、ノズル取り付け孔６２１が設けられている。溶湯ノズル２は、このノズル取り付け孔６２１を貫通して、溶湯ノズル２の溶湯吹き出し部先端部分２１が冷却ロール１の冷却面１ａを望むように配置される。
るつぼ３は、筒３ａに収納されている。この筒３ａは、ノズル取り付け孔６２１を塞いで大気の流入を防止している。
更に、ノズル取り付け板６２には、第３のガスフローノズル５３が貫通するための孔６２２が設けられている。第３のガスフローノズル５３は、この孔６２２を貫通してノズルの先端が冷却ロール１の冷却面を望むように配置される。この第３のガスフローノズル５３により、不活性ガスフローをロール回転方向前方からパドル生成部付近に向けて供給する。
【００６６ 】
ノズル取り付け板６２が、冷却ロール１の冷却面１ａに接近するように設けられるので、パドル生成部付近の空間が狭くなる。このような狭い空間に向けて、第１〜４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４によって、常に多量の不活性ガスが供給されるので、パドル生成部付近における不活性ガスの濃度が非常に高くなり、逆に酸素濃度は著しく低減される。
図１に示すように、ノズル取り付け板６２は、冷却ロール１の回転方向前方から上記冷却面に向けて平坦に延びているが、これに限られず、冷却ロール１の回転方向前方から冷却面１ａに向けて湾曲しつつ延びるノズル取り付け板であっても良い。
【００６７ 】
図１に示した合金薄帯製造装置を用いて本発明の軟磁性合金を製造するには、この合金薄帯製造装置を室温程度の大気雰囲気中に設置し、溶湯ノズル（溶湯射出用ノズル）２の少なくとも溶湯吹き出し部先端部分２１に第１〜第４のガスフローノズル５１〜５４からそれぞれ不活性ガスをフローするとともに冷却ロール１の冷却面１ａに向けて第５のガスフローノズル５５から不活性ガスをフローしつつ、上記のいずれかで示される組成式を示す合金溶湯を溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷却面１ａに射出して急冷し、非晶質を主体とする合金薄帯を得る。ついで、作製した合金薄帯を熱処理することにより、上記合金薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、目的とする軟磁性合金が得られる。
【００６８ 】
図１に示す装置によって本発明組成の軟磁性合金薄帯を製造するのであるが、基本的に大気雰囲気中において製造する限り、先の複数のガスフローノズルから不活性ガスを供給するとしても、溶湯ノズル２の先端側から溶湯が冷却ロール１の表面側に噴出されて凝固するまでの間に微量の酸素と接触することとなる。
ここで本発明合金の組成系であるならば、Ｃｏ、Ｎｉで一部置換したＦｅと、元素ＭとＢを含む組成系の合金に対し規定量のＰと希土類元素を含むので、溶湯ノズル２から溶湯を冷却ロール１の表面に連続的に噴出させて長尺の軟磁性合金薄帯を製造する場合、噴出開始時から噴出終了時まで板厚ムラの無い均一な厚さの軟磁性合金薄帯を製造することができる。
【００６９ 】
【実施例】
［実験例１］
（試料の製造）
ＦｅとＮｂとＢとＰとＬａの添加量を変更した原料を調整し、それらをＡｒガス雰囲気中で高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
室温で、１.０１３２５×１０5Ｐａの大気雰囲気中において、図１に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２（石英製）内で上記母合金を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分２１より高速回転している銅ロール１の冷却面１ａに吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。
次に、得られた各種の合金薄帯の製造開示時の先端部と製造終了時の終端部の薄帯を切り出し、昇温速度１８０Ｋ／分に設定し、熱処理温度を９２３Ｋ（６５０℃）、９４８Ｋ（６７５℃）、９７３Ｋ（７００℃）のいずれかを選択し、これらの熱処理温度での保持時間を各試料とも５分とする熱処理を行い、厚さ約２２〜２４μｍ前後、幅１５ｍｍの各合金薄帯試料を得た。
【００７０ 】
（試料の説明）
試料１、２は、組成同一（Fe83.95Nb6.5B9La0.05P0.5）の試料であるが、射出時の圧力を変更したものであり、試料３、４は組成同一（Fe83.9Nb6.5B9La0.1P0.5）の試料であり、試料５、６は組成同一（Fe83.95Nb6.5B8 。 5La0.05P1）の試料であり、試料７、８は組成同一（Fe83.9Nb6.5B8 。 5La0.1P1）の試料であり、試料９、１０は組成同一（Fe83.8Nb6.5B9La0.2P0 。 5）の試料である。これらの試料はいずれも、本発明においてより好ましい組成範囲内の合金薄帯である。
【００７１ 】
（測定）
得られた各種の合金薄帯試料（試料１〜試料１０）の１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）及び周波数５０Ｈｚ、励起磁場１.３３Ｔでの鉄損（Ｗ1.33/50）について測定した。その結果を表１に示す。
尚、実効透磁率の測定は、インピーダンスアナライザーを用い、測定条件は５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、１ｋＨｚとした。保磁力及び飽和磁束密度は、直流Ｂ−Ｈループトレーサを用いて測定した。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３３Ｔの条件で測定した。表１の良品重量とは、３００ｇの溶湯を急冷処理して得られた軟磁性合金薄帯のうち、良品の重量を示す。軟磁性合金薄帯の良品と不良品の区別は、得られた合金薄帯を目視観察し、薄帯に孔のあいていないもの、表面が酸化による変色を来していないもの、薄帯の長さ方向に沿う筋状の凹凸がないものを良品とし、不良品としては、孔空き部を有する部分、表面が変色した部分、薄帯の長さ方向に筋状の凹凸を有するものとした。
【００７２ 】
「表１」
【００７３ 】
「表２」
【００７４ 】
表１と表２に記載の測定結果から明らかなように、本発明組成範囲のものは、製造初期段階の試料であっても、製造終了時の段階の試料であっても、いずれも板厚が均一であることが判明した。また、板厚の変化率は０.０２〜２.６％の範囲内であって、極めて小さく、製造初期段階と製造終了段階のいずれであっても板厚の均一な軟磁性合金薄帯を製造できることが明らかである。
次に、先に記載の軟磁性合金薄帯の磁束密度(Ｂ10)はどの試料でも１.４９Ｔ以上を示している。
次に透磁率については、６５０℃、６７５℃で熱処理した試料にあっては２３０５６〜４６０５８の高い値を得ることができた。
また、試料１，３，５，６，７，８の中に透磁率が４００００を越える試料が含まれており、極めて高い透磁率を得られることがわかる。
また、上記以外の試料についても、透磁率において３００００以上を示すものが多く得られており、いずれの試料も優れた軟磁気特性を示すことがわかる。
【００７５ 】
次に保磁力については、６５０℃と６７５℃で熱処理したいずれの試料であっても８Ａ／ｍ（０.１ Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特性が優れていることがわかる。 次に、鉄損については、０.１Ｗ／ｋｇを下回る試料が多く、極めて低い鉄損を示すことが明らかである。
【００７６ 】
次にＢｓについては、６５０℃〜６７５℃にて熱処理したいずれの試料であっても、１.５７〜１.６１Ｔと非常に高い値を示していることがわかる。
【００７７ 】
［実験例２］
（試料の製造）
実験例１と同様にして原料を調整し、それをＡｒガス雰囲気中にて高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
そして、この母合金を実験例１と同様にして、図１に示す合金薄帯製造装置を用いた液体急冷法により、各種の合金薄帯を得た。なお、実験例１と同様に、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。
次に得られた各種の合金薄帯に、実験例１と同等の熱処理を施し、各試料を得るとともに、得られた各試料についても先の実験例１と同様に磁気特性を測定した。その結果を以下の表３と表４に示す。
【００７８ 】
「表３」
【００７９ 】
「表４」
【００８０ 】
表３と表４に示す結果から、ＦｅＮｂＢ系にＰのみを添加した組成系の試料においては、６５０℃又は６７５℃にて熱処理することで透磁率と飽和磁束密度の両面で高い特性を得ることはできるが、製造初期の合金薄帯の先端部と終端部の板厚変化率が大きく、コアロス、良品重量もばらつきが大きいことが判明した。
【００８１ 】
次に、ＦｅＭＢ系の合金にＰを添加して製造した母合金の溶湯とＰを含まない母合金の溶湯から急冷法によりＦｅＭＢＰ系の合金薄帯を複数製造し、Ｐ添加量の変化に伴う磁気特性の変化を測定した例について説明する。
（試料の製造）
ＦｅとＮｂとＢとＰの添加量を変更した原料を調整し、それをＡｒガス雰囲気中で高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
室温で、１.０１３２５×１０5Ｐａの大気雰囲気中において、図１に示す合金薄帯製造装置を用いて、各種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。
次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱処理温度９２３Ｋ（６５０℃）〜９７３Ｋ（６７５℃）、この熱処理温度での保持時間を５分として熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの試料２１〜試料３７の合金薄帯試料を得た。
【００８２ 】
（試料の説明）
試料２１、２４、２７、３０、３５はＰと希土類元素が無添加であるので、本発明における必須元素としてのＰと希土類元素を具備しない合金薄帯である。
また、これらの試料２５、２６は、ＢとＰの合計（ｂ＋ｃ）が１０.５原子％である合金薄帯である。
尚、上記以外の試料はいずれも、本発明においてより好ましい組成範囲内の合金薄帯である。
【００８３ 】
（測定）
得られた各種の合金薄帯試料（試料２１〜試料３７）の１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）及び周波数５０Ｈｚ、励起磁場１．３３Ｔでの鉄損（Ｗ1.33/50）について測定した。その結果を表５に示す。
尚、実効透磁率の測定は、インピーダンスアナライザーを用い、測定条件は５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、１ｋＨｚとした。保磁力及び飽和磁束密度は、直流Ｂ−Ｈループトレーサを用いて測定した。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの条件で測定した。
【００８４ 】
【表５】
【００８５ 】
表５から明らかなように、飽和磁束密度はどの試料でも１.５５Ｔ以上を示している。特に、試料３６及び３７は、１.６Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示した。試料３６、３７はＦｅを８４.５原子％含むために飽和磁束密度が向上したものと考えられる。
次に透磁率については、試料２９、３１、３３、３４、３６、３７の透磁率が４００００を越えており、従来にはない極めて高い透磁率を示している。
また、上記以外の試料についても、透磁率が３００００以上を示しており、優れた軟磁気特性を示すことがわかる。
【００８６ 】
次に保磁力については、どの試料でも８Ａ／ｍ（０.１ Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特性が優れていることがわかる。
そして、鉄損については、試料２４〜２７で０.１Ｗ／ｋｇを越えている。試料２４及び２７はＰが無添加であり、鉄損が高くなったものと考えられる。
上記以外の試料については、多くのものが鉄損において０.１Ｗ／ｋｇ以下を示しており、従来にはない極めて低い鉄損を示すことがわかる。
【００８７ 】
更に表５に示す結果から見て、ＦｅＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加するならば、磁気特性を向上させることができ、鉄損を減少させることができる効果を得られることがわかった。
これらの表５に示す組成に対し本願発明ではＰに加えて希土類元素を添加するが、希土類元素を規定量添加しても磁気特性が劣化しないことは先の表１、表２に示した通りであるので、本願発明では、ＦｅＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加して向上させた特性（表５参照：高い飽和磁束密度と高い透磁率と低い保磁力に加えて低鉄損であること。）を劣化させることなく希土類元素添加により板厚の均一化という効果を更に得ることができることが明らかになった。
【００８８ 】
次に先の表５に示す組成系に代えて、Ｎｂの一部をＺｒにて置換したＦｅＮｂＢなる組成系に対し、Ｐを添加した組成系の磁気特性試験結果を表６に示す。
【００８９ 】
【表６】
【００９０ 】
表６に示す結果からみれば、先の表５に示したＦｅＮｂＢ系合金の場合と同様にＦｅＺｒＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加するならば、磁気特性を向上させることができ、鉄損を減少させることができることがわかった。
これらの表６に示す組成に対し本願発明ではＰに加えて希土類元素を添加するが、希土類元素を規定量添加しても磁気特性が劣化しないことは先の表１、表２に示した通りであるので、本願発明では、ＦｅＺｒＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加して向上させた特性（表６参照：高い飽和磁束密度と高い透磁率と低い保磁力に加えて低鉄損であること。）を劣化させることなく希土類元素添加により板厚の均一化という効果を更に得ることができることが明らかになった。
【００９１ 】
図２はＦｅ84.45Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ0.5Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３°付近に回折曲線を有し、微細なｂｃｃ相を析出しており、化合物相を析出していないことが判明した。
図３はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３°付近に回折曲線を有し、化合物相を析出していないｂｃｃ相のほぼ単相であることが判明した。
図４はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３゜付近の回折曲線のみではなく、回折角２θ＝５１.５°付近に第２のピークを有し、一部化合物相（Ｆｅ3Ｂ等）を析出した状態で残りの大部分がｂｃｃ相であることが判明した。
【００９２ 】
図５はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３゜付近の回折曲線のみではなく、回折角２θ＝５１.５°を多少越えた領域付近に第２のピークを有し、一部化合物相（Ｆｅ3Ｂ等）を析出した状態で残りの大部分がｂｃｃ相であることが判明した。
図４と図５に示すようにｂｃｃ相のほぼ単相構造ではなく、一部化合物相（Ｆｅ3Ｂ等）が析出した状態の組織を有する合金薄帯であっても、微結晶を析出させた非晶質軟磁性合金薄帯は、優れた磁気特性を発揮し、板厚均一性を有するので、組織としては非晶質単相ではなくとも良いことが判明した。
【００９３ 】
図６はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXの組成の合金薄帯試料において、希土類元素として選択したＬａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す。
図６に示す結果から、先の組成の合金薄帯試料においては熱処理温度を６５０℃〜６７５℃の範囲とすることで高いＢ10と高い透磁率μ’（３００００〜４５０００）と低い保磁力（１.６〜２.４ Ａ／ｍ[＝０.０２〜０.０３ Ｏｅ]）を得ることができる。また、７００℃で熱処理した試料においてＬａを含有するものはＢ10の値が低下しない上に透磁率μ’の値の低下も少ないが、Ｌａを含有していない試料は大幅にＢ10の値が低下している。以上のことから、ＦｅＮｂＢＰ系にＬａを添加することで熱処理温度の選択域を広げることができることが判明した。
【００９４ 】
図７はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXなる組成の合金薄帯試料において、希土類元素としてＬａを選択し、６７５℃で熱処理した場合の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/50）の各々の組成比Ｌａ（図７ではxで示す）の依存性について測定した結果を示す。ここでの磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実験例１と同様の方法により測定した。また、残留磁束密度及び鉄損は、保磁力の場合と同様に直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。なお、鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行っている。
図７から明らかなように、Ｌａを０.２原子％まで添加しても磁束密度の低下は少なく、透磁率μ’は若干の低下が見られるものの、低下したと目される０.２原子％においても３５０００の高い値を示し、保磁力の上昇も少なく、コアロスの値も上昇してはいるものの０.１１と低いレベルに抑えられている。従ってＦｅをＬａで置換する形でＬａを添加しても磁気特性には影響が少ないことが分かる。
【００９５ 】
図８はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1.0ＬａXの組成の合金薄帯試料において、希土類元素として選択したＬａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す。
図８に示す結果から、先の組成の合金薄帯試料においては熱処理温度を６５０℃〜６７５℃の範囲とすることで高いＢ10と高い透磁率μ’（４００００前後）と低い保磁力（１.６〜２.４ Ａ／ｍ[＝０.０２〜０.０３ Ｏｅ]）を得ることができる。また、７００℃で熱処理した試料においてＬａを含有するものはＢ10の値が低下しない上に透磁率μ’の値の低下も少ないが、Ｌａを含有していない試料は大幅にＢ10の値が低下している。このことから、ＦｅＮｂＢＰ系にＬａを添加することで熱処理温度の選択域を広げることができることが判明した。
【００９６】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明の軟磁性合金は、大気中雰囲気にて合金溶湯をノズルを介し噴出し急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に、熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｔ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ Ｎｂ ａＢｂＰｃＬａｄの組成式で示されることを特徴とする。
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。
これにより、微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多数析出して結晶磁気異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くした軟磁性合金を提供できる。
【００９７】
また、Ｐを０.１〜５原子％の範囲で含むので、軟磁性合金の非晶質形成能を高め、結晶組織の粗大化を防ぎ、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ことができるので、透磁率等、軟磁気特性を向上させることができる。また、合金の比抵抗を高めることができ、渦電流の発生が少なくなって鉄損を低減できる。
更に、Ｐの添加に加えてＬａを０.０１原子％以上、２原子％以下含むことで、先の優れた磁気特性を備え、鉄損を低減した上で急冷法により合金薄帯として得た場合に板厚ばらつきの生じない高品質のものを得易くできるという効果も奏する。これは、ノズルから軟磁性合金溶湯を噴出させて急冷する場合、ノズルの目詰まりを防止することができることに起因すると考えらえる。
微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多数析出して結晶磁気異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くした軟磁性合金を提供できる。
本発明によれば、Ｌａの含有量を０.１原子％以下とすることで、優れた透磁率を示す軟磁気特性の優れた軟磁性合金を得ることができる。
また、本発明によれば、Ｌａの含有量を０.０５原子％以上、０.１原子％以下とすることで、優れた透磁率を示す軟磁気特性の優れた軟磁性合金を確実に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施形態である軟磁性合金を製造に好適に用いられる合金薄帯製造装置の例を示す概略構成図である。
【図２】 軟磁性合金の実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、印加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度（Ｂ10）、残留磁化（Ｂｒ）及び鉄損（Ｗ1.33/50）のＰの組成依存性を示すグラフである。
【図３】 図３はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図４】 図４はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図５】 図５はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図６】 図６はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXの組成の合金薄帯試料において、希土類元素として選択したＬａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す図である。
【図７】 図７はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXなる組成の合金薄帯試料において、６７５℃で熱処理した場合の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/50）の各々の組成比Ｌａの依存性について測定した結果を示す図である。
【図８】 図８はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1.0ＬａXの組成の合金薄帯試料において、Ｌａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す図である。
【符号の説明】
１…冷却ロール
２…溶湯ノズル
３…るつぼ
２１…溶湯吹き出し部先端部分
５１…第１のガスフローノズル
５２…第２のガスフローノズル
５３…第３のガスフローノズル
５４…第４のガスフローノズル
【発明の属する技術分野】
本発明は、軟磁性合金に関するものであり、特に、柱上トランス、磁気ヘッド、チョークコイル、磁気センサ等の磁心に用いて好適な軟磁性合金及び軟磁性合金薄帯に関する。
【０００２ 】
【従来の技術】
磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等に用いられる軟磁性合金において一般的に要求される諸特性は以下の通りである。
▲１▼飽和磁束密度が高いこと。▲２▼透磁率が高いこと。▲３▼低保磁力であること。▲４▼薄い形状が得やすいこと。また、磁気ヘッドに対し、上記▲１▼〜▲４▼に記載の特性の他に製造プロセス上の制約から以下の特性が要求される。▲５▼耐食性が高いこと。
従って軟磁性合金を製造する場合、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、上述の用途に対しては、Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ合金、Ｎｉ-Ｆｅ合金、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、最近ではＦｅ基およびＣｏ基の非晶質合金も使用されるようになってきている。
【０００３ 】
ところが、上記のＦｅ-Ａｌ-Ｓｉ合金は、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が約１.１Ｔ（テスラ）と低い欠点があり、Ｎｉ-Ｆｅ合金も同様に、軟磁気特性に優れる合金組成においては、飽和磁束密度が約０.８Ｔと低い欠点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの透磁率等の軟磁気特性に劣る欠点がある。
一方、非晶質合金において、Ｃｏ基非晶質合金は軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１.０Ｔ程度と不十分である。また、Ｆｅ基非晶質合金は飽和磁束密度が高く、１.５Ｔあるいはそれ以上のものが得られるが、透磁率等の軟磁気特性が不十分である。
上述のごとく高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難しい。
【０００４ 】
ところで、トランス用の軟磁性合金として重要な特性は、鉄損が小さいこと、飽和磁束密度が高いことであるが、従来、一部の用途として使用されているトランス用のＦｅ系のアモルファス合金の鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３Ｔで０.２〜０.３Ｗ／ｋｇ程度であり、鉄損をさらに低くしたいという要望があった。また、トランスの小型化のために飽和磁束密度を更に高めたいという要望もあった。
【０００５ 】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明者らは、上記合金の発展型の合金として非晶質合金相とｂｃｃ−Ｆｅ相の微結晶粒を主体とする組織を有し、飽和磁束密度が１.５Ｔを超える優れた特性のＦｅ系軟磁性合金を提供した。
このＦｅ系軟磁性合金の１つは、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であった。
（Ｆｅ1-mＱm）nＢxＭy
但し、ＱはＣｏ、Ｎｉのいずれかまたは両方であり、Ｍ1は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種以上の元素であり、且つ、Ｚｒ,Ｈｆのいずれか、又は両方を含み、ｍ≦０.０５、ｎ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜９原子％である。
また、Ｆｅ系軟磁性合金の他の１つは、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度合金であった。
ＦｅkＢxＭy
但し、ｋ≦９３原子％、x＝５.０〜８原子％、y＝４〜９原子％である。
【０００６ 】
ところが近年、トランス、チョークコイルの場合、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必要であるため、より高性能の磁性材料が望まれており、特に柱上トランスの場合は電力エネルギーの節約のために、より低鉄損な軟磁性合金が望まれている。
また磁気ヘッドの場合、磁気記録媒体の高記録密度化が進められるのに伴う磁気記録媒体の高保磁力化に対応するため、より高性能な磁気ヘッド用磁性材料が望まれている。
これらの要望に対応するには上記Ｆｅ系軟磁性合金よりも低鉄損で透磁率が高く、しかも上記Ｆｅ系軟磁性合金と同等以上の高飽和磁束密度を有する軟磁性合金が望まれているが、このような軟磁性合金は未だ実用化されていなかった。
【０００７ 】
また、上記のＦｅ系軟磁性合金は、不活性ガス雰囲気とされたチャンバ内に合金溶湯が満たされたるつぼや冷却ロールを配置して合金薄帯を作製し、この合金薄帯に熱処理を施すことにより製造されるので、作業性の点で課題があった。例えば、従来の単ロール法では、１チャージ毎にチャンバを開放して溶融母材を溶解炉またはるつぼに装填し、再度チャンバを密閉した後に不活性ガス雰囲気に置換するという煩雑な作業が必要であり、量産には不向きであった。
また、チャンバ内を不活性ガス雰囲気に保持するための付帯設備のコストが大きくなり、製造コスト面で問題があった。
【０００８ 】
次に、上記のＦｅ系軟磁性合金を大気中において溶湯から急冷法により製造する場合、通常は、るつぼの下端部に設けたノズルから回転中の冷却ロールの表面に溶湯を噴出させて溶湯を急冷し、合金薄帯を得るのであるが、この系の合金薄帯を製造する場合、溶湯が通過するノズルのスリットが酸化によって徐々に詰まり易くなり、得られる合金薄帯の厚さが製造開始時よりも製造終了時において薄くなってしまう問題を有していた。例えば、急冷法により数１０ｍの長さの合金薄帯を製造する場合、製造開始時に厚さ２０μｍであった薄帯が製造終了時に１０μｍ程度の厚さの薄帯になってしまう問題があった。また、ノズルのスリットが狭まった状態で製造された薄い薄帯は、表面の粗さ、状態が製造初期のものとは異なり、場合によっては不良品となり得る可能性も有していた。なお、製造時の不良品としてはこの他に、ノズルからの溶湯供給量が低下して合金薄帯に部分的に孔ができてしまうもの、表面が酸化により変色したもの、薄帯の長さ方向に沿う筋状の凹凸を生じるものなどがある。
【０００９ 】
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、低鉄損及び高透磁率で、高飽和磁束密度を有し、軟磁気特性を向上させたと同時に、急冷法で長尺の薄帯状に製造した場合に製造終了時まで厚さの揃ったものを得ることが可能な軟磁性合金を提供することを目的とする。
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷して製造することができ、低鉄損及び高透磁率で、かつ高飽和磁束密度を有し、軟磁気特性をより一層向上させたと同時に、急冷法で長尺の薄帯状に製造した場合に製造終了時まで厚さの揃ったものを得ることが可能な軟磁性合金薄帯を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明の軟磁性合金は、大気中雰囲気にて合金溶湯をノズルを介し噴出し急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であり、下記の組成式で示されることを特徴とする。 Ｔ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ Ｎｂ ａＢｂＰｃＬａｄ
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、
組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。
【００１１ 】
上記の軟磁性合金は、磁性を担う前記元素Ｔと、微細結晶核の成長速度を小さくする効果と非晶質形成能を有する前記元素Ｍと、非晶質形成能を高める作用効果、結晶組織の粗大化を防ぐ効果、及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前記元素Ｘと、非晶質形成能を高め、結晶組織の粗大化を防ぎ、熱処理工程において化合物相の生成を抑制するととともに合金自体の比抵抗を高めるＰ（リン）とを必須として含むので、熱処理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多数析出し、結晶磁気異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くできる。
【００１２】
上記の軟磁性合金は、Ｐを０.１〜５原子％の範囲で含むので、合金の比抵抗を高めることができ、渦電流の発生が少なくなって鉄損を低減できる。更に、Ｐに加えて希土類元素のＬａを０.０１〜２原子％の範囲で含むので、急冷法により製造する場合にノズルに詰まり難くなり、長尺の軟磁性合金薄帯の製造終了時まで均一な厚さの軟磁性合金薄帯を製造可能となる。また、ノズルに溶湯が残り難くなるので、ノズル詰まり等が起こり難くなり、ノズルの寿命も向上する。
【００１５ 】
係る軟磁性合金によれば、元素Ｔ、元素Ｍ、Ｂ及びＰの組成比を上記の組成範囲に限定することにより、微細なｂｃｃ−Ｆｅ相（体心立方晶の相）の結晶粒をより多く析出させることができ、透磁率を向上できる。
更に、安価なＰをＢ置換で添加することにより、Ｂの量が低下しても合金の非晶質形成能が低下せず、また透磁率を向上させることができ、合金のコストダウンを図ることができる。
【００１６ 】
また、上記の軟磁性合金を製造するための合金溶湯においては、Ｍで示される複数の元素うち、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆといった非常に酸化しやすい元素の濃度を１原子％以下にすれば、不活性ガス雰囲気のみならず、大気雰囲気中で単ロール法などを用いて急冷しても材料が酸化するおそれが少なく、材料の酸化に起因する溶融噴出用のノズルの目詰まりを防止できる。
更に、Ｐに加えて規定量の希土類元素ＲＥを添加しているので、先の優れた軟磁気特性と低コアロスに加え、製造時に急冷した場合に得られる薄帯の板厚を製造開始時から製造終了時に至るまで均一化することができ、製品歩留まりを向上させることができる。
【００１７】
次に、本発明の組成において、Ｐの含有量が０.１原子％以上、２原子％以下であることが好ましい。
更に、本発明の組成において、希土類元素のＬａの含有量が０.１原子％以下の範囲であることが好ましい。
本発明の組成において、Ｌａの含有量が０.０１原子％以上、０.２原子％以下であることが好ましい。
本発明の組成において、Ｌａの含有量が０ . １原子％以下であることが好ましい。
本発明において、Ｌａの含有量が０ . ０５原子％以上、０ . １原子％以下であることが好ましい。
【００１８ 】
また、本発明の軟磁性合金は、先に記載の軟磁性合金であって、前記元素Ｍのうち５０％以上をＮｂとすることができる。
元素Ｍの５０％以上をＮｂとすることにより、非晶質形成能が向上するとともに微細結晶核の成長速度が小さくなり、微細な結晶粒が多数析出して軟磁気特性が向上する。また、Ｎｂは比較的酸化しにくい元素であるので、材料の酸化をより効果的に防止し、合金溶湯を大気雰囲気中で急冷した場合でも溶融ノズルのつまりが起きることがない。
【００１９ 】
また、本発明の軟磁性合金は、大気雰囲気中にて前記合金溶湯を急冷して前記の非晶質相を主体とする合金を形成し、該合金を熱処理して得られたものであることを特徴とする。
【００２０ 】
本発明の軟磁性合金薄帯は、先のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、前記合金溶湯を回転中の金属ロールの表面に大気雰囲気中で噴出させて急冷することによりリボン状に形成されたものである。
先のいずれかの組成の軟磁性合金であるならば、大気雰囲気中において長尺の軟磁性合金薄帯を製造しても製造開始時と製造終了時において厚さのばらつきを生じていないリボン状の軟磁性合金薄帯を得ることができる。
【００２１ 】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を図面を参照して説明する。
本発明の軟磁性合金は、合金溶湯を急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１以上の元素Ｔと、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素Ｍと、ＢまたはＣの中から選択される少なくとも１種以上の元素Ｘと、Ｐと、Ｙまたは希土類元素とを含み、Ｐが０.１原子％以上、５原子％以下含有され、Ｙまたは希土類元素が０.０１原子％以上、２原子％以下含有されてなることを特徴とする。
【００２２ 】
特に、本発明の軟磁性合金は、例えば下記の組成式で示されるものである。
Ｔ100-a-b-c-dＭaＢbＰcＲＥd
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥは、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。
【００２３ 】
次に本発明の軟磁性合金は、例えば、下記の組成式で示されるものである。
Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＢbＰcＲＥdＭ’e
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、Ｍ’はＰｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２、０＜ｅ≦１.０である。
【００２４ 】
本発明の軟磁性合金は、(元素Ｔ)-(元素Ｍ)-(Ｂ：ボロン)からなる合金にＰ（リン）を添加することにより、合金の比抵抗を高めて渦電流の発生を低減し、これにより鉄損（コアロス）を従来の軟磁性合金よりも大幅に少なくしたものである。
特に、ＢをＰで置換する形で添加することにより、Ｆｅ量を減らすことなく合金の軟磁気特性を向上させることができ、高飽和磁束密度と低鉄損の両方を実現することができる。
【００２５ 】
また、本発明の軟磁性合金は、平均結晶粒径１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下の微細な体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶粒からなる微結晶質相を主体とし、該微結晶質相とその粒界に存在する粒界非晶質相とからなる組織から構成されており、１.５Ｔ以上の飽和磁束密度を示すと共に優れた透磁率を示す。それは、析出したｂｃｃ構造の結晶粒が１００ｎｍ以下と微細なために、結晶磁気異方性がｂｃｃ構造の結晶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小さくなるためであると考えられる。
【００２６ 】
また本発明においては、各構成元素の添加量等を調整することによって軟磁性合金の耐酸化性を高め、これにより不活性雰囲気中のみならず大気雰囲気中でも合金溶湯を急冷して非晶質合金を得ることができ、これを熱処理して本発明に係る軟磁性合金を得ることができる。
【００２７ 】
本発明に用いられる軟磁性合金の組成において、主成分であるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。
上記組成の軟磁性合金においては、磁性を担う元素Ｔの添加量（組成比）を示す（１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ）の値は９５.９原子％以下である。
上記の磁性を担う元素Ｔの添加量が９５.９原子％を超えると単ロール法等の液体急冷法によって非晶質単相の薄帯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軟磁性合金の組織が不均一になって高い透磁率が得られなくなるので好ましくない。
また、元素Ｔの添加量は８３原子％以上とすることが好ましい。この磁性を担う元素Ｔが８３原子％未満では、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上とすることが困難となり、また、軟磁気特性が劣化して透磁率が低下してしまうので好ましくない
。
【００２８ 】
次に、大気雰囲気中にて容易に液体急冷法によって非晶質単相の長尺の薄帯を得ることができ易く、なおかつ、高い飽和磁束密度を得るためには、元素Ｔの組成範囲を８３原子％以上、８７原子％以下とすることが好ましい。
また、Ｆｅの一部は、磁歪等の調整のためにＣｏ，Ｎｉのうち１種または２種以上の元素で置換してもよく、この場合、ＣｏまたはＮｉの添加量を好ましくはＦｅの２５％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。
上記組成式中の元素Ｔとしては、少なくともＦｅを選択し、より好ましくはＦｅのみとするのが、低コストとできる点、飽和磁束密度を高くできる点で好ましい。また、Ｆｅを主成分とした場合、軟磁性合金の結晶質相をｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶組織とすることができ、飽和磁束密度を高めるとともに、透磁率を向上できる。
【００２９ 】
また、本発明の軟磁性合金には、微細結晶核の成長速度を小さくするとともに非晶質形成能を向上することにより組織の微細化を図る元素Ｍとして、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される１以上の元素が添加される。
【００３０ 】
これらの元素の中でも特にＮｂは、比較的酸化しずらく、α-Ｆｅに対してほとんど固溶しないとされるが、合金を急冷して非晶質化することで、Ｎｂを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりＮｂ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る作用がある。
また、微細結晶相を析出させ、その微細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Ｎｂを固溶することで軟磁気特性を劣化させるＦｅ−Ｎｂ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｎｂ系の合金にＢを添加することが好ましい。
【００３１ 】
また、大気雰囲気中で材料を酸化させることなく、非晶質相を得やすくするためにも、酸化しにくく、かつ、非晶質形成能の特に高いＮｂを含むことが好ましい。Ｎｂは、比較的遅い拡散種であり、Ｎｂの添加は、微細結晶核の成長速度を小さくするとともに、非晶質形成能を高め、組織の微細化に有効である。またＮｂは、酸化物の生成自由エネルギーの絶対値が比較的小さく、熱的に安定であり、酸化物を生成しにくいため、大気雰囲気中で合金溶湯を急冷する際に材料の酸化を防止するものとして有効である。
また、Ｍｏ及び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、Ｍｏ、Ｗを添加することによっても酸化物が生成しにくくなる。
よって、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗを添加して軟磁性合金を製造する場合には、製造時の雰囲気全体を不活性ガス雰囲気ではなく大気中の雰囲気で、もしく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供給しつつ大気中で製造できるので、製造条件が容易となり、目的とする軟磁性合金を安価に製造できる。
【００３２ 】
元素Ｍの組成比ａは、４原子％以上１０原子％以下、好ましくは４原子％以上９原子％以下、より好ましくは５原子％以上８原子％以下とされる。元素Ｍの組成比ａが４原子％未満では、核成長速度を小さくする効果が失われ、結晶粒径が粗大化して良好な軟磁性が得られない。また、組成比のａが１０原子％を越えると、合金溶湯を急冷した際に、Ｍ−Ｂ系またはＦｅ−Ｍ系の化合物の生成傾向が大きくなり、均一な非晶質相ができにくくなって得られる軟磁性合金の軟磁性が低くなってしまうので好ましくない。
また、元素Ｍの組成比を６原子％以上７原子％以下とすることが、軟磁性合金の磁気特性を最も好ましい範囲とすることができる点で好ましい。
【００３３ 】
上記組成式中のＢ（ボロン）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。
【００３４ 】
Ｂの組成比ｂは、１２原子％以下、好ましくは２原子％以上１０原子％以下、より好ましくは３原子％以上１０原子％以下とすることがよい。
Ｂの組成比ｂが１２原子％を越えると、Ｂ−Ｎｂ系、Ｂ−Ｍ（Ｔｉ、Ｈｆ）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、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。
また、組成比ｂが２原子％未満では、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。このようにＢの添加量を適切にすることで、析出する微細結晶相の平均結晶粒径を１００ｎｍ以下、好ましくは３０ｎｍ以下に調整できる。
また、組成比ｂを１０原子％以下とすることにより、軟磁性合金の磁気特性をより向上できる。
【００３５ 】
Ｐ（リン）は、本発明の軟磁性合金の必須元素であり、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に加えて、合金自体の比抵抗を高める効果、透磁率等の軟磁気特性を向上させる効果があると考えられる。特に比抵抗を高めることにより、渦電流の発生を少なくして鉄損を低減でき、また、低周波領域においても鉄損の低減ができる。
またＰは、元素ＭのうちＮｂ、Ｔｉ、Ｈｆとの親和力が強いため、Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方の相）に固溶せず、非晶質相に残留し、飽和磁束密度の減少を少なくでき、なおかつ、比抵抗を上げることができ、透磁率等の軟磁気特性の向上が可能である。Ｐは安価であり、これのＰの添加により、Ｂや元素Ｍの添加量を少なくしても、飽和磁束密度や磁歪が劣化させることなく、透磁率等の軟磁気特性を向上できるので、コストを低く抑えることができる。
特に、ＰをＢ置換で添加することにより、磁性を担う元素Ｔの添加量を減らすことがなく、飽和磁束密度を高く維持するとともに透磁率を高くできる。
【００３６ 】
Ｐの組成比を示すｃは、０.１原子％以上５原子％以下の範囲とすることが好ましく、０.１原子％以上２原子％以下の範囲とすることがより好ましい。
Ｐの組成比ｃが０.１原子％未満であると、結晶粒界の非晶質相が不安定となるため、充分な添加効果が得られないので好ましくなく、組成比ｃが５原子％を越えると、特性的には向上するものの、ノズルから溶湯を吹きにくくなるので好ましくない。また、組成比ｃを０.５原子％以上にすることにより、透磁率、鉄損、保磁力及び飽和磁束密度等の磁気特性を向上できる。
【００３７ 】
尚、上記の元素以外に必要に応じてＺｎ、Ｓｉ、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軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。
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。
【００３８ 】
上記組成の軟磁性合金によれば、ＰをＢ置換で０.１原子％以上添加することにより、周波数１ＫＨｚにおける透磁率を３００００以上とし、保磁力を６.４Ａ／ｍ（０.０８Ｏｅ）以下とし、印加磁場１.３３Ｔ、周波数５０Ｈｚにおける鉄損を０.２Ｗ／ｋｇ以下とし、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上にできる。
更に、元素Ｔの組成比を８３原子％以上とすることにより、飽和磁束密度を１.５Ｔ以上にできる。
【００３９ 】
次に、Ｙを含めた元素として標記したＲＥ（希土類元素）は、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の希土類元素またはＹを示すが、これらの希土類元素またはＹの中でもＬａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｄｙ等が好ましく、Ｌａが最も好ましい。Ｙまたは希土類元素の好ましい添加量は０.０１原子％以上、０.５原子％以下、最も好ましい添加量は０.０１原子％以上、０.２原子％以下であるが、この範囲内であるならば、大気雰囲気中において溶湯をノズルから噴出させて長尺の薄帯を製造する場合においてもノズルに溶湯が残りにくくならないので、射出時に溶湯をノズルから吹き出し易くなり、ノズルの寿命も向上する。よって、長尺の薄帯を製造した場合、製造初期の薄帯の厚さと製造終了時の薄帯の厚さのばらつきを抑えることができる。より具体的には、数１０ｍの長尺の薄帯を大気雰囲気中において製造した場合、製造初期には厚さ２０μｍの薄帯を製造していても、製造続行とともに徐々に薄帯の厚さが減少し、製造終了時においては１０μｍ程度の厚さになってしまうという問題を解消し、製造開始時から製造終了時まで均一な厚さの板厚ばらつきの少ない薄帯を製造することができるようになる効果を奏する。よって大気雰囲気中において薄帯を製造する際の歩留まりの向上、品質の安定化を図ることができる。また、希土類元素の添加量は前記範囲の如く少ないので、磁気特性の劣化を生じさせないか、劣化を小さく抑えた上で上記の効果を得ることができる。
【００４０ 】
また、この軟磁性合金において前記元素に加えて、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうちの少なくとも１種以上の元素Ｍ’を上記の組成比の範囲で添加することにより、組成の揺らぎにより元素Ｍ’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、ｂｃｃ−Ｆｅの核生成頻度を増加させることができ、また、元素Ｍ’の添加により結晶化温度を低下させることができ、熱処理により析出する微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多くなり、高透磁率及び高飽和磁束密度にできる。
【００４１ 】
本発明のＦｅ基軟磁性合金を製造するには、以下の組成式、
Ｔ100-a-b-c-dＭaＢbＰcＲＥd （但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の希土類元素またはＹであり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。）にて示される組成の非晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を、アーク溶解、高周波誘導溶解等の手段で溶解してから急冷し、非晶質相を主体とする長尺のリボン状の薄帯を作製する。ここで上記の組成からなる薄帯を作製する具体的方法としては、特開平４−３２３３５１号公報に記載されているような液体冷却法や、単ロールを用いた急冷法等を採用できる。
また、前述の組成に代えて、例えば下記の組成式で示される合金の溶湯を用いることもできる。
Ｔ100-a-b-c-d-eＭaＢbＰcＲＥdＭ’e
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、ＭはＶ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒの中から選択される少なくとも１種以上の元素であり、ＲＥはＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される少なくとも１種以上の希土類元素又はＹであり、Ｍ’はＰｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｕのうち少なくとも１種以上の元素を表し、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２、０＜ｅ≦１.０である。
【００４２ 】
上記の単ロール法を採用する場合には、合金溶湯の急冷を不活性ガス雰囲気中で行っても良く、大気雰囲気中で行っても良い。
また、大気雰囲気中で行う場合には、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のみ不活性ガスを供給し、ノズルとその近傍における合金溶湯及び薄帯の酸化を防止しつつ、ノズルから冷却ロール等の冷却面に溶湯を噴出させることにより行っても良い。
【００４３ 】
ついで、作製した薄帯を熱処理することにより、上記薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、目的とする軟磁性合金が得られる。尚、元素Ｔの主成分をＦｅとした場合は、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造のＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が主に析出する。
【００４４ 】
熱処理により平均結晶粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒（Ｆｅの結晶粒）からなる微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の非晶質合金薄帯等が非晶質相を主体とする組織となっており、これを加熱すると、ある温度以上で平均結晶粒径が３０ｎｍ以下のＦｅを主成分とする体心立方構造の結晶粒からなる微細結晶相が析出するからである。
このｂｃｃ構造を有するＦｅの結晶粒からなる微細結晶相が析出する温度は、合金の組成によるが７５３Ｋ（４８０℃）〜９７３Ｋ（７００℃）、好ましくは７５３Ｋ（４８０℃）〜９４８Ｋ（６７５℃）である。
また、このＦｅの微細結晶相が析出する温度よりも高い温度では、Ｆｅ3Ｂ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、合金の組成によるが１０１３Ｋ（７４０℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）程度である。ただし、軟磁気特性を悪化させる化合物相の析出は、少量であれば影響が少ないので、一部化合物相の析出があっても差し支えない。
【００４５ 】
したがって、本発明において、非晶質合金薄帯等を熱処理する際の保持温度は７５３Ｋ（４８０℃）〜１０８３Ｋ（８１０℃）の範囲で、体心立方構造を有するＦｅの結晶粒を主成分とする微細結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が多く析出しないように、合金の組成に応じて適宜設定される。
【００４６ 】
上記の熱処理温度まで昇温するときの昇温速度は、２０〜２００Ｋ／分の範囲が好ましく、４０〜２００Ｋ／分の範囲とするのがより好ましい。
昇温速度が遅いと製造時間が長くなるので昇温速度は速い方が好ましいが、加熱装置の性能上、２００Ｋ／分程度が上限とされる。
【００４７ 】
また、非晶質合金薄帯等を上記保持温度に保持する時間は、０〜１８０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、昇温後直ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする効果を得ることができる。また、保持時間は１８０分より長くしても磁気特性は向上せず、製造時間が長くなり生産性が悪くなるので好ましくない。
【００４８ 】
以下に、急冷薄帯を製造する一具体例として、大気雰囲気中でるつぼのノズル先端部のみに不活性ガスを供給しながら合金溶湯を急冷する方法について説明する。
図１は、大気中で急冷薄帯を製造する場合に用いて好適な合金薄帯製造装置の一例を示す概略構成図である。
この例の合金薄帯製造装置は、冷却ロール１と、合金溶湯を保持するるつぼ３の下端部に連接される溶湯ノズル２と、溶湯ノズル２及びるつぼ３の外周に捲回されて配置された加熱コイル４と、不活性ガスを溶湯ノズル２の少なくとも先端部にフローするための第１ガスフロー供給手段である第１〜第３のガスフローノズル５１、５２、５３、及び、溶湯ノズル２の先端部周囲に配置された内向き孔付きの環状管からなるガスフローパイプ５４と、冷却ロール１の冷却面１ａに向けて不活性ガスをフローする第２ガスフロー供給手段である第５のガスフローノズル５５から基本的に構成されている。
【００４９ 】
冷却ロール１は、図示しないモータにより矢印（反時計）方向へ回転駆動される。冷却ロール１の冷却面１ａは、炭素鋼、例えばＪＩＳＳ４５ＣなどのＦｅ基合金、または真鍮（Ｃｕ−Ｚｎ合金）、あるいは純Ｃｕで構成することが望ましい。冷却ロール１の冷却面１ａが真鍮あるいは純Ｃｕであると、熱伝導性が高いことから、冷却効果が高く、溶湯の急冷に適している。冷却効果を向上させるためには、内部に水冷構造を設けることが望ましい。
【００５０ 】
図１において、るつぼ３内で溶解された合金溶湯は、下端部の溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷却面１ａに向けて噴出される。るつぼ３の上部は、供給管７を介してＡｒガスなどのガス供給源８に接続されると共に、供給管７には、圧力調整弁９と電磁弁１０とが組み込まれ、供給管７において圧力調整弁９と電磁弁１０との間には圧力計１１が組み込まれている。
また、供給管７には補助管１２が並列的に接続され、補助管１２には圧力調整弁１３、流量調整弁１４、流量計１５が組み込まれている。したがって、ガス供給源８からるつぼ３内にＡｒガスなどのガスを供給して溶湯ノズル２から溶湯を冷却ロール１に向けて噴出できるようになっている。
【００５１ 】
図１に示す装置を用いて合金薄帯を製造する時には、大気雰囲気中にて冷却ロール１を高速で回転させつつ、その頂部付近、もしくは、頂部よりやや前方に近接配置した溶湯ノズル２から上記のいずれかの組成の合金溶湯を噴出することにより、冷却ロール１の表面で溶湯を急速冷却して固化させつつ冷却ロール１の回転方向に帯状となして引き出す。溶湯ノズル２の溶湯吹き出し口は矩形状を有するが、吹出し幅（冷却ロール１の回転方向の幅）は、０.１〜０.８mmの範囲程度であることが望ましい。吹出し幅が０.８mmを超えると十分な冷却が困難な場合があるからである。
【００５２ 】
合金薄帯製造時の冷却ロール１と溶湯ノズル２との間隔は、０.１〜０.８mmの範囲で適宜選択すればよい。０.１mm未満では溶湯の噴出が困難となり、溶湯ノズル２の破損を引き起こすおそれがあるからであり、また、０.８mmを超えると良好な性状の薄帯製造が困難となるからである。
冷却ロール１と溶湯ノズル２との間隔が調整できるように、るつぼ３は、図示しない昇降手段により昇降可能とされている。冷却ロール１は、合金薄帯製造開始後から、温度上昇により表面が熱膨張して径が拡大するため、冷却ロール１と溶湯ノズル２との間隔を製造開始後に徐々に大きくしていくことが板厚精度の高い薄帯を製造するためには望ましい。
【００５３ 】
また、図１に示すように、冷却ロール１の回転方向前下方には、薄帯誘導板７０とスクレイパー７２とが備えられている。冷却面１ａにおいて溶湯が冷却されて形成された合金薄帯は、スクレイパー７２により冷却ロール１から剥離されて薄帯誘導板７０側に案内される。従って、スクレイパー７２の近傍が、冷却面１ａから合金薄帯が剥離する位置となる。
【００５４ 】
第１ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置される第１および第２のガスフローノズル５１、５２、前方側に設置される第３のガスフローノズル５３、溶湯ノズル２の先端側をその周囲から囲むように設置される第４のガスフローノズル５４からのガスフローによって供給することが望ましい。
【００５５ 】
図１において、第１のガスフローノズル５１は、溶湯ノズル２を基準として後方側に設置されるガスフロー供給を行うための手段のうちの１つである。この第１のガスフローノズル５１は、冷却ロール１の後方のほぼ接線方向から溶湯ノズル２の先端近傍（以下、パドル生成部）にガスをフローするためのものである。そして、第１のガスフローノズル５１は、例えば幅５mmの比較的細いスリットを有し、ある程度速い流速でガスをフローする。
第２のガスフローノズル５２は、後方側に設置されるガスフロー供給を行うための手段のうちのもう１つである。この第２のガスフローノズル５２は、第１のガスフローノズル５１からのガスフロー上にガスフローし、第１のガスフローノズル５１から供給されたガスフローを大気と遮断して、大気が巻き込まれるのを防止するガスフローを供給するために、溶湯ノズル２と第１のガスフローノズル５１との間に設置されている。そして、第２のガスフローノズル５２は、第１のガスフローノズル５１より広い２０mmのスリットを有し、第１のガスフローより遅い流速でガスフローを行う。
また、図１に示すように、第１および第２のガスフローノズル５１、５２を溶湯ノズル２に近傍に設置しているので、パドル生成部付近に不活性ガスフローが供給されることになり、パドル生成部付近の酸素濃度低減効果を向上させる。
【００５６ 】
第３のガスフローノズル５３は、溶湯ノズル２を基準として前方側に設置されるガスフロー供給を行うための手段のうちの１つである。この第３のガスフローノズル５３は、冷却ロール１の回転方向前方からの大気の巻き込みを防止することを目的とするものである。第３のガスフローノズル５３の形状は、第２のガスフローノズル５２と同様であるが、スリットの幅を２.５mmと狭くしている。
第４のガスフローノズル５４は、溶湯ノズル２の先端を囲むように設置されるガスフロー供給を行うための手段である。この第４のガスフローノズル５４は、溶湯ノズル２の先端を囲むようにガスをフローするためのものである。そして、第４のガスフローノズル５４は、外径６ｍｍのパイプを外径５７ｍｍ内径４５ｍｍの環状に形成してなる環状パイプからなる。第４のガスフローノズル５４には、その外周位置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、外径１.５ｍｍの多数の孔が３.５ｍｍのピッチで環状に設けられている。
【００５７ 】
以上の第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、単独で用いることは勿論、複数を組み合わせて使用できる。パドル生成部付近の酸素低減効果は、第１および第２のガスフローノズルが最も大きい。
第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４には、第１のガスフローノズル５１について例示するように、圧力調整弁１６が接続された接続管１７を介してガス供給源１８に接続される。
【００５８ 】
また、第２ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給は、図１に示すように、冷却ロール１の冷却面１ａに向けてなされるものであって、好ましくは冷却面１ａから合金薄帯が剥離する位置１ｂから溶湯ノズル２の近傍に設けられた第１のガスフローノズル５１が設けられている位置までの間で行うことが望ましい。図１において、第２ガスフロー供給手段である第５のガスフローノズル５５は、冷却面１ａと離間して冷却ロール１のほぼ真下に位置しており、冷却面１ａを望むように設けられて、冷却面１ａに向けてガスをフローできるようになっている。 第５のガスフローノズル５５は、幅２.５mmの比較的細いスリットを有し、ある程度大きな流量でガスをフローする。
【００５９ 】
第５のガスフローノズルから供給された不活性ガスは、冷却ロール１の回転により冷却面１ａ上を冷却ロール１の回転方向に沿って流れ、第１のガスフローノズルの近傍に達し、さらに溶湯ノズル２の近傍に流れ込み、パドル生成部付近の酸素濃度を低減することが可能となる。
このように、冷却ロール１のほぼ真下に第５のガスフローノズル５５を設置し、更に溶湯ノズル２の周囲に、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４を設置することにより、パドル生成部付近における酸素濃度の低減を行うことが可能になる。
【００６０ 】
また、第５のガスフローノズルを設置する位置は、冷却ロール１の真下に限られず、合金薄帯が冷却面１ａから剥離する位置１ｂの近傍から第１のガスフローノズル５１が設けられている位置の間にあればよい。
また、第４のガスフローノズル５４は、その外周位置と内周位置との中心の位置よりも若干内側の位置に、複数の孔を環状に設けてなるものとすることができるが、外周位置と内周位置との中心の位置に複数の孔を環状に設けてなる第４のガスフローノズルとすることや、上記複数の孔に代えて、環状スリットを設けてなる第４のガスフローノズルとすることもできる。また、渦巻状に形成してなる第４のガスフローノズルとし、溶湯ノズル２の先端を２重に取り囲むようにしてもよい。
【００６１ 】
図１に示した合金薄帯製造装置を用いて薄帯を製造するにあたっては、冷却ロール１を回転させる前から、第１〜第５のガスフローノズル５１〜５５により不活性ガスを供給することが望ましい。これは、冷却ロール１回転後に不活性ガスを供給する場合に比べて、冷却ロール１回転前からガスフローを行った方が、酸素濃度の低下が速くなるからである。したがって、溶湯ノズル２近傍雰囲気の酸素濃度を測定し、所定の酸素濃度に達した後に冷却ロール１の回転を行うようにすれば生産効率上望ましい。
【００６２ 】
上記の製造方法において、第１ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量２００〜１８００l/min.、より好ましくは１７６０l/min.の条件下で行えばよい。それは、流量が２００l/min未満では、溶湯ノズル２近傍雰囲気の酸素量低減に効果がなく、一方、１８００l/minを超えても、ガスフローによる周囲からの大気の巻き込みが原因となり、酸素濃度低減効果が減じてしまい、供給量に見合う効果が望めないからである。
【００６３ 】
上記の製造方法において、第２ガスフロー供給手段による不活性ガスの供給条件としては、流量２５０〜７５０l/min.、より好ましくは５００l/min.の条件下で行えばよい。それは、流量が２５０l/min未満では、やはり溶湯ノズル近傍雰囲気の酸素量低減に効果がなく、一方、７５０l/minを超えても供給量に見合う効果が望めないからである。
従って、第５のガスフローノズル５５からのガスフローである第５のガスフローは、流量２５０〜７５０l/minとすることが望ましい。
第５のガスフローのより望ましい範囲は、流量４００〜６００l/min、最も好ましくは５００l/minである。
【００６４ 】
上記の軟磁性合金の製造方法に用いる不活性ガスとしては、Ｎ2、Ｈｅ、Ａｒ、Ｋｒ、Ｘｅ、Ｒｎから選ばれる少なくとも２種類の不活性ガスを使用することができ、Ｎ2とＡｒであることが望ましい。
また不活性ガスは、第１のガスフローには、Ａｒを使用することが望ましい。
【００６５ 】
なお、各ガスフローノズル５１、５２、５３、５４、５５は、組成により必要に応じてガスフローを行えば、足りるものであり、ガスフローなしでも本発明における軟磁性合金の薄帯は、十分に製造できる。このようにした場合は、さらなる工数とコストの削減が可能となる。
また、図１に示すように、ノズル取り付け板６２は、溶湯ノズル２の位置を基準にして、冷却ロール１の回転方向の前方から後方に向けて延在するように設けられている。このノズル取り付け板６２には、ノズル取り付け孔６２１が設けられている。溶湯ノズル２は、このノズル取り付け孔６２１を貫通して、溶湯ノズル２の溶湯吹き出し部先端部分２１が冷却ロール１の冷却面１ａを望むように配置される。
るつぼ３は、筒３ａに収納されている。この筒３ａは、ノズル取り付け孔６２１を塞いで大気の流入を防止している。
更に、ノズル取り付け板６２には、第３のガスフローノズル５３が貫通するための孔６２２が設けられている。第３のガスフローノズル５３は、この孔６２２を貫通してノズルの先端が冷却ロール１の冷却面を望むように配置される。この第３のガスフローノズル５３により、不活性ガスフローをロール回転方向前方からパドル生成部付近に向けて供給する。
【００６６ 】
ノズル取り付け板６２が、冷却ロール１の冷却面１ａに接近するように設けられるので、パドル生成部付近の空間が狭くなる。このような狭い空間に向けて、第１〜４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４によって、常に多量の不活性ガスが供給されるので、パドル生成部付近における不活性ガスの濃度が非常に高くなり、逆に酸素濃度は著しく低減される。
図１に示すように、ノズル取り付け板６２は、冷却ロール１の回転方向前方から上記冷却面に向けて平坦に延びているが、これに限られず、冷却ロール１の回転方向前方から冷却面１ａに向けて湾曲しつつ延びるノズル取り付け板であっても良い。
【００６７ 】
図１に示した合金薄帯製造装置を用いて本発明の軟磁性合金を製造するには、この合金薄帯製造装置を室温程度の大気雰囲気中に設置し、溶湯ノズル（溶湯射出用ノズル）２の少なくとも溶湯吹き出し部先端部分２１に第１〜第４のガスフローノズル５１〜５４からそれぞれ不活性ガスをフローするとともに冷却ロール１の冷却面１ａに向けて第５のガスフローノズル５５から不活性ガスをフローしつつ、上記のいずれかで示される組成式を示す合金溶湯を溶湯ノズル２から冷却ロール１の冷却面１ａに射出して急冷し、非晶質を主体とする合金薄帯を得る。ついで、作製した合金薄帯を熱処理することにより、上記合金薄帯の非晶質相の中の一部が結晶化し、非晶質相と、平均粒径１００ｎｍ以下の微細なｂｃｃ構造の結晶粒（主にＦｅの結晶粒）からなる微細結晶相とが混合した組織が得られ、目的とする軟磁性合金が得られる。
【００６８ 】
図１に示す装置によって本発明組成の軟磁性合金薄帯を製造するのであるが、基本的に大気雰囲気中において製造する限り、先の複数のガスフローノズルから不活性ガスを供給するとしても、溶湯ノズル２の先端側から溶湯が冷却ロール１の表面側に噴出されて凝固するまでの間に微量の酸素と接触することとなる。
ここで本発明合金の組成系であるならば、Ｃｏ、Ｎｉで一部置換したＦｅと、元素ＭとＢを含む組成系の合金に対し規定量のＰと希土類元素を含むので、溶湯ノズル２から溶湯を冷却ロール１の表面に連続的に噴出させて長尺の軟磁性合金薄帯を製造する場合、噴出開始時から噴出終了時まで板厚ムラの無い均一な厚さの軟磁性合金薄帯を製造することができる。
【００６９ 】
【実施例】
［実験例１］
（試料の製造）
ＦｅとＮｂとＢとＰとＬａの添加量を変更した原料を調整し、それらをＡｒガス雰囲気中で高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
室温で、１.０１３２５×１０5Ｐａの大気雰囲気中において、図１に示す合金薄帯製造装置の溶湯ノズル２（石英製）内で上記母合金を高周波溶解した合金溶湯を溶湯吹き出し部先端部分２１より高速回転している銅ロール１の冷却面１ａに吹き出させて急冷する液体急冷法を用いて、各種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。
次に、得られた各種の合金薄帯の製造開示時の先端部と製造終了時の終端部の薄帯を切り出し、昇温速度１８０Ｋ／分に設定し、熱処理温度を９２３Ｋ（６５０℃）、９４８Ｋ（６７５℃）、９７３Ｋ（７００℃）のいずれかを選択し、これらの熱処理温度での保持時間を各試料とも５分とする熱処理を行い、厚さ約２２〜２４μｍ前後、幅１５ｍｍの各合金薄帯試料を得た。
【００７０ 】
（試料の説明）
試料１、２は、組成同一（Fe83.95Nb6.5B9La0.05P0.5）の試料であるが、射出時の圧力を変更したものであり、試料３、４は組成同一（Fe83.9Nb6.5B9La0.1P0.5）の試料であり、試料５、６は組成同一（Fe83.95Nb6.5B8 。 5La0.05P1）の試料であり、試料７、８は組成同一（Fe83.9Nb6.5B8 。 5La0.1P1）の試料であり、試料９、１０は組成同一（Fe83.8Nb6.5B9La0.2P0 。 5）の試料である。これらの試料はいずれも、本発明においてより好ましい組成範囲内の合金薄帯である。
【００７１ 】
（測定）
得られた各種の合金薄帯試料（試料１〜試料１０）の１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）及び周波数５０Ｈｚ、励起磁場１.３３Ｔでの鉄損（Ｗ1.33/50）について測定した。その結果を表１に示す。
尚、実効透磁率の測定は、インピーダンスアナライザーを用い、測定条件は５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、１ｋＨｚとした。保磁力及び飽和磁束密度は、直流Ｂ−Ｈループトレーサを用いて測定した。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３３Ｔの条件で測定した。表１の良品重量とは、３００ｇの溶湯を急冷処理して得られた軟磁性合金薄帯のうち、良品の重量を示す。軟磁性合金薄帯の良品と不良品の区別は、得られた合金薄帯を目視観察し、薄帯に孔のあいていないもの、表面が酸化による変色を来していないもの、薄帯の長さ方向に沿う筋状の凹凸がないものを良品とし、不良品としては、孔空き部を有する部分、表面が変色した部分、薄帯の長さ方向に筋状の凹凸を有するものとした。
【００７２ 】
「表１」
「表２」
表１と表２に記載の測定結果から明らかなように、本発明組成範囲のものは、製造初期段階の試料であっても、製造終了時の段階の試料であっても、いずれも板厚が均一であることが判明した。また、板厚の変化率は０.０２〜２.６％の範囲内であって、極めて小さく、製造初期段階と製造終了段階のいずれであっても板厚の均一な軟磁性合金薄帯を製造できることが明らかである。
次に、先に記載の軟磁性合金薄帯の磁束密度(Ｂ10)はどの試料でも１.４９Ｔ以上を示している。
次に透磁率については、６５０℃、６７５℃で熱処理した試料にあっては２３０５６〜４６０５８の高い値を得ることができた。
また、試料１，３，５，６，７，８の中に透磁率が４００００を越える試料が含まれており、極めて高い透磁率を得られることがわかる。
また、上記以外の試料についても、透磁率において３００００以上を示すものが多く得られており、いずれの試料も優れた軟磁気特性を示すことがわかる。
【００７５ 】
次に保磁力については、６５０℃と６７５℃で熱処理したいずれの試料であっても８Ａ／ｍ（０.１ Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特性が優れていることがわかる。 次に、鉄損については、０.１Ｗ／ｋｇを下回る試料が多く、極めて低い鉄損を示すことが明らかである。
【００７６ 】
次にＢｓについては、６５０℃〜６７５℃にて熱処理したいずれの試料であっても、１.５７〜１.６１Ｔと非常に高い値を示していることがわかる。
【００７７ 】
［実験例２］
（試料の製造）
実験例１と同様にして原料を調整し、それをＡｒガス雰囲気中にて高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
そして、この母合金を実験例１と同様にして、図１に示す合金薄帯製造装置を用いた液体急冷法により、各種の合金薄帯を得た。なお、実験例１と同様に、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。
次に得られた各種の合金薄帯に、実験例１と同等の熱処理を施し、各試料を得るとともに、得られた各試料についても先の実験例１と同様に磁気特性を測定した。その結果を以下の表３と表４に示す。
【００７８ 】
「表３」
「表４」
表３と表４に示す結果から、ＦｅＮｂＢ系にＰのみを添加した組成系の試料においては、６５０℃又は６７５℃にて熱処理することで透磁率と飽和磁束密度の両面で高い特性を得ることはできるが、製造初期の合金薄帯の先端部と終端部の板厚変化率が大きく、コアロス、良品重量もばらつきが大きいことが判明した。
【００８１ 】
次に、ＦｅＭＢ系の合金にＰを添加して製造した母合金の溶湯とＰを含まない母合金の溶湯から急冷法によりＦｅＭＢＰ系の合金薄帯を複数製造し、Ｐ添加量の変化に伴う磁気特性の変化を測定した例について説明する。
（試料の製造）
ＦｅとＮｂとＢとＰの添加量を変更した原料を調整し、それをＡｒガス雰囲気中で高周波溶解し、溶けた原料を鋳型に流し込み母合金を得た。
室温で、１.０１３２５×１０5Ｐａの大気雰囲気中において、図１に示す合金薄帯製造装置を用いて、各種の合金薄帯を得た。なお、第１〜第４のガスフローノズル５１、５２、５３、５４は、本実験例において作動させず、ガスフローなしで合金薄帯の作製を行った。
次に得られた各種の合金薄帯に、昇温速度１８０Ｋ／分、熱処理温度９２３Ｋ（６５０℃）〜９７３Ｋ（６７５℃）、この熱処理温度での保持時間を５分として熱処理を行い、厚さ２０μｍ、幅１５ｍｍの試料２１〜試料３７の合金薄帯試料を得た。
【００８２ 】
（試料の説明）
試料２１、２４、２７、３０、３５はＰと希土類元素が無添加であるので、本発明における必須元素としてのＰと希土類元素を具備しない合金薄帯である。
また、これらの試料２５、２６は、ＢとＰの合計（ｂ＋ｃ）が１０.５原子％である合金薄帯である。
尚、上記以外の試料はいずれも、本発明においてより好ましい組成範囲内の合金薄帯である。
【００８３ 】
（測定）
得られた各種の合金薄帯試料（試料２１〜試料３７）の１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、飽和磁束密度（Ｂｓ）及び周波数５０Ｈｚ、励起磁場１．３３Ｔでの鉄損（Ｗ1.33/50）について測定した。その結果を表５に示す。
尚、実効透磁率の測定は、インピーダンスアナライザーを用い、測定条件は５ｍＯｅ（４００ｍＡ／ｍ）、１ｋＨｚとした。保磁力及び飽和磁束密度は、直流Ｂ−Ｈループトレーサを用いて測定した。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの条件で測定した。
【００８４ 】
【表５】
表５から明らかなように、飽和磁束密度はどの試料でも１.５５Ｔ以上を示している。特に、試料３６及び３７は、１.６Ｔ以上の高い飽和磁束密度を示した。試料３６、３７はＦｅを８４.５原子％含むために飽和磁束密度が向上したものと考えられる。
次に透磁率については、試料２９、３１、３３、３４、３６、３７の透磁率が４００００を越えており、従来にはない極めて高い透磁率を示している。
また、上記以外の試料についても、透磁率が３００００以上を示しており、優れた軟磁気特性を示すことがわかる。
【００８６ 】
次に保磁力については、どの試料でも８Ａ／ｍ（０.１ Ｏｅ）以下を示し、軟磁気特性が優れていることがわかる。
そして、鉄損については、試料２４〜２７で０.１Ｗ／ｋｇを越えている。試料２４及び２７はＰが無添加であり、鉄損が高くなったものと考えられる。
上記以外の試料については、多くのものが鉄損において０.１Ｗ／ｋｇ以下を示しており、従来にはない極めて低い鉄損を示すことがわかる。
【００８７ 】
更に表５に示す結果から見て、ＦｅＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加するならば、磁気特性を向上させることができ、鉄損を減少させることができる効果を得られることがわかった。
これらの表５に示す組成に対し本願発明ではＰに加えて希土類元素を添加するが、希土類元素を規定量添加しても磁気特性が劣化しないことは先の表１、表２に示した通りであるので、本願発明では、ＦｅＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加して向上させた特性（表５参照：高い飽和磁束密度と高い透磁率と低い保磁力に加えて低鉄損であること。）を劣化させることなく希土類元素添加により板厚の均一化という効果を更に得ることができることが明らかになった。
【００８８ 】
次に先の表５に示す組成系に代えて、Ｎｂの一部をＺｒにて置換したＦｅＮｂＢなる組成系に対し、Ｐを添加した組成系の磁気特性試験結果を表６に示す。
【００８９ 】
【表６】
表６に示す結果からみれば、先の表５に示したＦｅＮｂＢ系合金の場合と同様にＦｅＺｒＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加するならば、磁気特性を向上させることができ、鉄損を減少させることができることがわかった。
これらの表６に示す組成に対し本願発明ではＰに加えて希土類元素を添加するが、希土類元素を規定量添加しても磁気特性が劣化しないことは先の表１、表２に示した通りであるので、本願発明では、ＦｅＺｒＮｂＢ系の合金組成に対しＰを規定量添加して向上させた特性（表６参照：高い飽和磁束密度と高い透磁率と低い保磁力に加えて低鉄損であること。）を劣化させることなく希土類元素添加により板厚の均一化という効果を更に得ることができることが明らかになった。
【００９１ 】
図２はＦｅ84.45Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ0.5Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３°付近に回折曲線を有し、微細なｂｃｃ相を析出しており、化合物相を析出していないことが判明した。
図３はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３°付近に回折曲線を有し、化合物相を析出していないｂｃｃ相のほぼ単相であることが判明した。
図４はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３゜付近の回折曲線のみではなく、回折角２θ＝５１.５°付近に第２のピークを有し、一部化合物相（Ｆｅ3Ｂ等）を析出した状態で残りの大部分がｂｃｃ相であることが判明した。
【００９２ 】
図５はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料の６７５℃の熱処理後のＸ線回折試験結果（４０ＫＶ、２００ｍＡのＣｏＫα線を用いた縦型ゴニオメータの分析結果）を示す。この例の試料は５２.３゜付近の回折曲線のみではなく、回折角２θ＝５１.５°を多少越えた領域付近に第２のピークを有し、一部化合物相（Ｆｅ3Ｂ等）を析出した状態で残りの大部分がｂｃｃ相であることが判明した。
図４と図５に示すようにｂｃｃ相のほぼ単相構造ではなく、一部化合物相（Ｆｅ3Ｂ等）が析出した状態の組織を有する合金薄帯であっても、微結晶を析出させた非晶質軟磁性合金薄帯は、優れた磁気特性を発揮し、板厚均一性を有するので、組織としては非晶質単相ではなくとも良いことが判明した。
【００９３ 】
図６はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXの組成の合金薄帯試料において、希土類元素として選択したＬａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す。
図６に示す結果から、先の組成の合金薄帯試料においては熱処理温度を６５０℃〜６７５℃の範囲とすることで高いＢ10と高い透磁率μ’（３００００〜４５０００）と低い保磁力（１.６〜２.４ Ａ／ｍ[＝０.０２〜０.０３ Ｏｅ]）を得ることができる。また、７００℃で熱処理した試料においてＬａを含有するものはＢ10の値が低下しない上に透磁率μ’の値の低下も少ないが、Ｌａを含有していない試料は大幅にＢ10の値が低下している。以上のことから、ＦｅＮｂＢＰ系にＬａを添加することで熱処理温度の選択域を広げることができることが判明した。
【００９４ 】
図７はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXなる組成の合金薄帯試料において、希土類元素としてＬａを選択し、６７５℃で熱処理した場合の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/50）の各々の組成比Ｌａ（図７ではxで示す）の依存性について測定した結果を示す。ここでの磁束密度、実効透磁率及び保磁力は実験例１と同様の方法により測定した。また、残留磁束密度及び鉄損は、保磁力の場合と同様に直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定した。なお、鉄損は、周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１．３３Ｔの測定条件にて行っている。
図７から明らかなように、Ｌａを０.２原子％まで添加しても磁束密度の低下は少なく、透磁率μ’は若干の低下が見られるものの、低下したと目される０.２原子％においても３５０００の高い値を示し、保磁力の上昇も少なく、コアロスの値も上昇してはいるものの０.１１と低いレベルに抑えられている。従ってＦｅをＬａで置換する形でＬａを添加しても磁気特性には影響が少ないことが分かる。
【００９５ 】
図８はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1.0ＬａXの組成の合金薄帯試料において、希土類元素として選択したＬａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す。
図８に示す結果から、先の組成の合金薄帯試料においては熱処理温度を６５０℃〜６７５℃の範囲とすることで高いＢ10と高い透磁率μ’（４００００前後）と低い保磁力（１.６〜２.４ Ａ／ｍ[＝０.０２〜０.０３ Ｏｅ]）を得ることができる。また、７００℃で熱処理した試料においてＬａを含有するものはＢ10の値が低下しない上に透磁率μ’の値の低下も少ないが、Ｌａを含有していない試料は大幅にＢ10の値が低下している。このことから、ＦｅＮｂＢＰ系にＬａを添加することで熱処理温度の選択域を広げることができることが判明した。
【００９６】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明の軟磁性合金は、大気中雰囲気にて合金溶湯をノズルを介し噴出し急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に、熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であり、Ｔ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ Ｎｂ ａＢｂＰｃＬａｄの組成式で示されることを特徴とする。
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。
これにより、微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多数析出して結晶磁気異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くした軟磁性合金を提供できる。
【００９７】
また、Ｐを０.１〜５原子％の範囲で含むので、軟磁性合金の非晶質形成能を高め、結晶組織の粗大化を防ぎ、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ことができるので、透磁率等、軟磁気特性を向上させることができる。また、合金の比抵抗を高めることができ、渦電流の発生が少なくなって鉄損を低減できる。
更に、Ｐの添加に加えてＬａを０.０１原子％以上、２原子％以下含むことで、先の優れた磁気特性を備え、鉄損を低減した上で急冷法により合金薄帯として得た場合に板厚ばらつきの生じない高品質のものを得易くできるという効果も奏する。これは、ノズルから軟磁性合金溶湯を噴出させて急冷する場合、ノズルの目詰まりを防止することができることに起因すると考えらえる。
微細なｂｃｃ−Ｆｅ（Ｆｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）の結晶粒が多数析出して結晶磁気異方性がこれらの微細な結晶粒間の磁気相互作用により平均化されるので、みかけの磁気異方性が小さくなって透磁率を高くした軟磁性合金を提供できる。
本発明によれば、Ｌａの含有量を０.１原子％以下とすることで、優れた透磁率を示す軟磁気特性の優れた軟磁性合金を得ることができる。
また、本発明によれば、Ｌａの含有量を０.０５原子％以上、０.１原子％以下とすることで、優れた透磁率を示す軟磁気特性の優れた軟磁性合金を確実に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施形態である軟磁性合金を製造に好適に用いられる合金薄帯製造装置の例を示す概略構成図である。
【図２】 軟磁性合金の実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）、印加磁界１０Ａ／ｍにおける磁束密度（Ｂ10）、残留磁化（Ｂｒ）及び鉄損（Ｗ1.33/50）のＰの組成依存性を示すグラフである。
【図３】 図３はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図４】 図４はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図５】 図５はＦｅ83.95Ｎｂ6.5Ｂ7.5Ｐ2Ｌａ0.05の組成を有する軟磁性合金薄帯試料のＸ線回折試験結果を示す図である。
【図６】 図６はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXの組成の合金薄帯試料において、希土類元素として選択したＬａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す図である。
【図７】 図７はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ9Ｐ0.5ＬａXなる組成の合金薄帯試料において、６７５℃で熱処理した場合の磁束密度（Ｂ10）、残留磁束密度（Ｂｒ）、１ｋＨｚにおける実効透磁率（μ’）、保磁力（Ｈｃ）及び周波数５０Ｈｚ、励磁磁界１.３３Ｔにおける鉄損（Ｗ1.33/50）の各々の組成比Ｌａの依存性について測定した結果を示す図である。
【図８】 図８はＦｅ84-XＮｂ6.5Ｂ8.5Ｐ1.0ＬａXの組成の合金薄帯試料において、Ｌａの含有量を０、０.０５、０.１、０.２重量％のいずれかとして製造した各合金薄帯試料の保磁力（Ｈｃ）と透磁率μ’（１ＫＨｚ）と残留磁束密度（Ｂｒ）とＢ10のそれぞれの値と熱処理温度依存性を示す図である。
【符号の説明】
１…冷却ロール
２…溶湯ノズル
３…るつぼ
２１…溶湯吹き出し部先端部分
５１…第１のガスフローノズル
５２…第２のガスフローノズル
５３…第３のガスフローノズル
５４…第４のガスフローノズル
Claims (6)
- 大気中雰囲気にて合金溶湯をノズルを介し噴出し急冷して得られた非晶質相を主体とする合金に熱処理により１００ｎｍ以下のｂｃｃ相を主相とした微細な結晶粒を析出させてなる軟磁性合金であり、下記の組成式で示されることを特徴とする軟磁性合金。
Ｔ１００−ａ−ｂ−ｃ−ｄ Ｎｂ ａＢｂＰｃＬａｄ
但し、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの中から選択される１種以上の元素であり、
組成比を示すａ、ｂ、ｃ、ｄは、原子％で、４≦ａ≦１０、２≦ｂ≦１８、０.１≦ｃ≦５、０.０１≦ｄ≦２である。 - Ｐの含有量が０.１原子％以上、２原子％以下であることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性合金。
- Ｌａの含有量が０.０１原子％以上、０.２原子％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の軟磁性合金。
- Ｌａの含有量が０.１原子％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の軟磁性合金。
- Ｌａの含有量が０.０５原子％以上、０.１原子％以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の軟磁性合金からなり、前記合金溶湯を回転中の金属ロールの表面にノズルを介し噴出させて急冷することによりリボン状に形成されたものであることを特徴とする軟磁性合金薄帯。
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