JP3883642B2

JP3883642B2 - Method for producing soft magnetic alloy

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Publication number: JP3883642B2
Application number: JP11164897A
Authority: JP
Inventors: 輝夫尾藤; 隆史畑内; 彰宏牧野; 明久井上; 健増本
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-04-28
Filing date: 1997-04-28
Publication date: 2007-02-21
Anticipated expiration: 2017-04-28
Also published as: JPH10306314A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等の磁気デバイスに使用される軟磁性合金の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、磁気ヘッドのコアやパルスモータの磁心あるいはトランスやチョークコイルなどの磁気デバイスに用いられている軟磁性合金に要求される特性は、飽和磁束密度が高いこと、透磁率が高いこと、低保磁力であること、薄い形状が得やすいこと、低磁歪であること、適度な磁気異方性エネルギーを付与できること、角型比（Ｉr／Ｉs）を制御できること、磁区構造を制御できることなどである。従って軟磁性合金の開発においては、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、上述の用途に用いられる材料として、センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、特に最近では、Ｆｅ系やＣｏ系の非晶質合金も使用されるようになってきている。
【０００３】
ところで、軟磁性合金を種々の磁気デバイスに利用するにあたっては、薄帯状とされた軟磁性合金がよく用いられる。そのような軟磁性合金薄帯を製造するには、圧延に代るものとして、溶融した合金を高速に回転する冷却体に吹付けることにより急冷して得る方法が知られている。そして、そのような溶融した合金を急冷して製造した非晶質合金薄帯においては、例えば特公平４−４３９３号公報に記載されているように非晶質合金合金薄帯を真空中または窒素等の不活性ガス雰囲気中において一定時間保持することにより熱処理を施すことにより、急冷時には非晶質であった軟磁性合金に結晶相を生成させることが行われており、これにより高い飽和磁束密度と透磁率を有する優れた軟磁気特性を示し、耐摩耗性にも優れた軟磁性合金が得られる。また、上述のような軟磁性合金薄帯において磁気異方性は、熱処理を磁場中で行うことに付与されており、磁気特性の制御は熱処理時の保持時間を変更することにより行われていた。
【０００４】
また、磁気デバイスに利用される軟磁性合金のその他の例としては、特願平４−２２６２５７号公報に記載されているＣｏ−Ｔａ−Ｈｆ系のアモルファス軟磁性合金が知られており、このアモルファス軟磁性合金の製法としては、スパッタ法によりＣｏ−Ｔａ−Ｈｆ系のアモルファス合金薄膜を成膜した後、熱処理することにより、フェライトと同じ程度の飽和磁束密度を有しながらも、非常に高い透磁率を有し、かつ磁歪は殆ど０に近く、耐熱性に優れたアモルファス軟磁性合金を得ることができる。また、このようなアモルファス軟磁性合金において、磁気異方性は静磁場中で熱処理を行うことにより付与されており、磁気特性の制御は、熱処理時の降温速度を調整することにより行われていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら上述のような従来法においては、優れた磁気特性を有する軟磁性合金が得られるものの、機器の小型化、高性能化、量産化に対応するために、より高性能の軟磁性材料、特に、作製する磁気デバイスに応じた異方性ネルギーを有する軟磁性合金をより生産性良く製造できる方法の開発が望まれているが、従来の軟磁性合金の製造方法においては異方性エネルギーの制御が困難であることから、軟磁性合金に付与された異方性エネルギーは殆ど同じ値であり、用途も限られてしまうという問題があった。
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、異方性エネルギーの制御を可能にして用途に応じた異方性エネルギーを付与でき、しかも生産性を向上できる軟磁性合金の製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｆｅを主成分とし、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種以上からなる元素ＭとＢを含む下記組成式からなる金属の溶湯を冷却体に射出し急冷して得られた非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を少なくとも備え、前記熱処理を施す際の昇温速度を０．６７℃／秒以下とし、前記熱処理を施す際の保持時間を０分とすることを特徴とする軟磁性合金の製造方法を上記課題の解決手段とした。
（Ｆｅ _{１００−ａ} Ｃｏ _ａ） _ｂＢ _ｘＭ _ｙＣｕ _ｄ
但し、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｄは、０≦ａ≦１０、７５≦ｂ≦９３原子％、０ . ５≦ｘ≦１８原子％、４≦ｙ≦９原子％、０＜ｄ≦４ . ５原子％以下である。
上記熱処理を施す際の保持温度は、４８０〜８１０℃とすることが好ましい。
上記誘導磁気異方性付与後の異方性エネルギー（Ｋｕ）は、２０〜２００Ｊ／ｍ^３の範囲内の値のものが得られる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳しく説明する。
本発明の製造方法により軟磁性合金を製造するには、まずＦｅを主成分とし、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種以上の金属元素からなる元素ＭとＢを含む金属溶湯を急冷して非晶質合金薄帯を生成する。この合金薄帯の製造方法は、例えば金属溶湯を高速回転している冷却ロール等の移動する冷却体に射出するなどの周知の方法を用いることができる。
【０００８】
続いて、生成された非晶質合金薄帯に熱処理を施す。ここで熱処理を施すにあたっては、図１に示すように非晶質合金薄帯を室温から結晶化温度以上の所定温度（保持温度）まで昇温し、ついで所定温度（保持温度）で所定時間保持した後、空冷等により降温するが、このとき、誘導磁気異方性を付与するために少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与する。
【０００９】
本発明において熱処理する際に少なくとも昇温時に静磁場中で行うのは、磁気異方性の起源は異なった種類の原子が異方的に配列するためであり、異方性を誘導するには原子の再配列が必要であり、原子の再配列を伴う結晶化の際に異方性が誘導されやすからである。このような理由により本発明の製造方法では、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理を行えばよいが、昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程を静磁場中で行ってもよいし、昇温時と保持時を静磁場中で行ってもよい。また、非晶質合金薄帯に印加する静磁場の方向は、特に限定されず、横磁界でも、縦磁界でもよく、目的とする角型比等に応じて変更可能である。
本発明において熱処理する際に昇温速度を調整するのは、異方性の誘導に必要な原子の再配列は、結晶化の再に最も生じやすいため、非晶質合金薄帯の結晶化温度を通過する際の昇温速度を制御することにより、原子の再配列の程度を制御することができるためである。従って、熱処理する際の昇温速度を調整することにより、軟磁性合金が用途に応じた異方性エネルギー（Ｋu）を有するように誘導磁気異方性を制御することができる。
【００１０】
熱処理を施す際の昇温速度は、０．５゜Ｃ／秒以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２゜Ｃ／秒以下である。昇温速度が０．５゜Ｃ／秒を超えると昇温速度を変更しても異方性エネルギー（Ｋu）の値は殆ど一定であり、また、その値も低いので、異方性エネルギーの制御が困難で用途に応じた異方性エネルギーを軟磁性合金に付与することができない。ただし、Ｆｅの一部をＣｏに置換した場合、大きな異方性エネルギーが得られるため、昇温速度は０．６７゜Ｃ／秒以下の範囲としても良い。
【００１１】
熱処理により平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織が析出したのは、急冷状態の合金薄帯は非晶質を主体とする組織となっており、これを加熱して昇温させると、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ｂｃｃ（体心立方構造）結晶粒からなる微結晶相が析出するからである。このｂｃｃ構造を有するＦｅ微結晶相が析出する温度は合金の組成によって変化するが、４８０〜５５０℃程度である。またこのｂｃｃ構造を有するＦｅ微結晶相が析出する温度よりも高い温度に達するとＦｅ₃Ｂ、あるいは合金にＺｒが含まれる場合にはＦｅ₃Ｚｒ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って変化するが、７４０〜８１０℃程度である。したがって、本発明において、非晶質合金薄帯を熱処理する際の保持温度は４８０℃〜８１０℃の範囲で、ｂｃｃ構造を有するＦｅを主成分とする微結晶相が好ましく析出しかつ上記化合物相が析出しないように、合金の組成に応じて好ましく設定される。
【００１２】
本発明において、非晶質合金薄帯を上記保持温度に保持する時間は、０から６０分間とすることができ、合金の組成によっては０分、すなわち図２に示すように昇温後直ちに降温させて保持時間無しとしても、目的とする異方性エネルギーが得られるとともに高い透磁率を得ることができる。また特にＣｕおよびＳｉ、殊にＳｉを含まない組成の場合には、１０分以下のさらに短い保持時間で目的とする異方性エネルギーが得られるとともに高い透磁率を得ることができる。
これはＳｉを添加した場合は、ＦｅにＳｉを充分に固溶させる必要があるため、保持時間を長くしなくてはならないためである。ここで保持時間は６０分より長くても構わないが、保持時間を長くしても磁気特性は向上せず、製造時間が長くなって生産性が悪くなるので好ましくない。
【００１３】
上述のような操作により誘導磁気異方性付与後の軟磁性合金の異方性エネルギー（Ｋｕ）は、２０〜２００Ｊ／ｍ³の範囲内のものを得ることができる。
作製する磁気デバイスに応じた異方性エネルギー（Ｋu）や磁気特性の具体例としては、軟磁性合金をコモンモードチョークコイルに用いる場合は、異方性エネルギー（Ｋｕ）が２０〜１５０Ｊ／ｍ³、角型比が約０．１以下であり、可飽和コアに用いる場合は、異方性エネルギー（Ｋｕ）が１０〜３０Ｊ／ｍ³、角型比が約０．９以上である。
【００１４】
本発明の軟磁性合金の製造方法にあっては、非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を備えることにより、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であり、作製する磁気デバイスに応じた適度な異方性エネルギーを付与できるうえ角型比や透磁率などの軟磁気特性が優れた合金を生産性良く製造することができる。
また、本発明の軟磁性合金の製造方法においては、非晶質合金薄帯を熱処理する際の保持時間が短くて済み、また場合によっては保持時間無としても、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であるうえ軟磁気特性が優れた合金が得られるので、製造時間を短縮することができ、生産性を向上させることができる。
【００１５】
本発明による合金が優れた軟磁気特性を示す理由として、析出したｂｃｃ結晶粒の粒径が微細なために従来の結晶質材料において軟磁気特性を劣化させる原因の１つであるとされていた結晶磁気異方性がｂｃｃ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非常に小さくなるためであると考えられる。
ここで、主体となる結晶粒の平均結晶粒径が３０ｎｍよりも大きいと、結晶磁気異方性の平均化が十分でなく軟磁気特性が劣化するため望ましくない。また、微結晶相が５０％未満であると、粒子間の磁気相互作用が弱まり、軟磁気特性が劣化する為、望ましくない。
【００１６】
本発明の軟磁性合金の製造方法は、Ｆｅを主成分とし、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種以上からなる元素ＭとＢを含んだ軟磁性合金の製造に好適である。
または、下記の各式で示される組成の軟磁性合金に特に好適である。
Ｆｅ_bＢ_xＭ_y
Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＸ_Z
Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＴ_d
Ｆｅ_bＢ_xＭ_yＴ_dＸ_Z
但し、Ｔは、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔかなる群から選ばれた１種または２種以上の元素であり、ＸはＳｉ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａのうちの１種または２種以上の元素であり、組成比を示すb、x、y、d、zは、７５≦b≦９３原子％、０.５≦x≦１８原子％、４≦y≦９原子％、dは４.５原子％以下、zは４原子％以下である。
【００１７】
これらの組成の軟磁性合金においては、Ｆｅの添加量を示すbの値は、９３原子％以下である。これは、bが９３原子％を超えると液体急冷法によって非晶質単相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合金の組織が不均一になって高い透磁率が得られないためである。また、飽和磁束密度（Ｂs）１０ｋＧ以上を得るためには、bが７５原子％以上であることがより好ましいのでbの範囲を７５〜９３原子％とした。またＦｅの一部は、磁歪等の調整のためにＣｏもしくはＮｉで置換してもよく、この場合、好ましくはＦｅの１０％、さらに好ましくは５％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。また、Ｃｏ、Ｎｉを添加すると、より大きな異方性エネルギーが得られるので、大きな異方性エネルギーが必要な場合はＣｏ、Ｎｉを添加することが好まし
い。
【００１８】
また、Ｂ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。
また、本来、α-Ｆｅに対してＺｒ、Ｈｆはほとんど固溶しないが、合金の全体を急冷して非晶質化することで、ＺｒとＨｆを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりこれら元素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、合金薄帯の磁歪を小さくできる。また、微結晶相を析出させ、その微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Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ等のＭ元素を固溶することで軟磁気特性を劣化させる
Ｆｅ−Ｍ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よって、Ｆｅ−Ｚｒ（Ｈｆ）系の合金にＢを添加することが重要となる。
Ｂの添加量を示すXが、０.５原子％を下回る場合、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。また、Ｂの添加量を示すXが１８原子％を超えると、Ｂ-Ｍ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、この結果、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。このように適切な量のＢを添加することで析出する微細結晶相の平均結晶粒径を３０ｎｍ以下に調整することができる。
【００１９】
また、非晶質相を得やすくするためには、非晶質形成能の特に高いＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂのいずれかを含むことが好ましく、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂの一部は他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのいずれかと置換することができる。また、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂのうち、Ｈｆは非常に高価な元素であるため、原料コストを考慮すると、Ｚｒ，Ｎｂのいずれかを含むことがより好ましい。
こうしたＭ元素は、比較的遅い拡散種であり、Ｍ元素の添加は、微細結晶核の成長速度を小さくする効果、非晶質形成能を持つと考えられ、組織の微細化に有効である。
しかし、Ｍ元素の添加量を示すyが４原子％を下回る値になると、核成長速度を小さくする効果が失われ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟磁性が得られない。Ｆｅ-Ｈｆ-Ｂ系合金の場合、Ｈｆ＝５原子％での平均結晶粒径は
１３ｎｍであるのに対してＨｆ＝３原子％では３９ｎｍと粗大化する。他方、Ｍ元素の添加量を示すyが９原子％を超えると、Ｍ-Ｂ系またはＦｅ-Ｍ系の化合物の生成傾向が大きくなり、良好な特性が得られない他、液体急冷後の薄帯状合金が脆化し、所定のコア形状等に加工することが困難となる。よって、yの範囲を４〜９原子％とした。
中でもＮｂ、Ｍｏ、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、製造時に酸化しずらいものである。よって、これらの元素を添加している場合は、製造条件が容易で安価に製造することができ、また、製造コストの面でも有利である。これらの元素を添加して上記軟磁性合金を製造する場合に、具体的には、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、不活性ガスを部分的に供給しつつ大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することができる。
【００２０】
また、Ｓｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち１種または２種以上（Ｘ）を４原子％以下含有することが好ましい。これらは半金属元素として知られるものであるが、これらの半金属元素はＦｅを主成分とするｂｃｃ相（体心立方晶の相）に固溶する。それらの元素の含有量が４原子％を超えると磁歪が大きくなるか、飽和磁束密度が低下するか、透磁率が低下するので好ましくない。
これらの元素は、軟磁性合金の電気抵抗を上昇させ、鉄損を低下させる効果があるが、Ａｌは特にその効果が大きい。またＧｅ，Ｇａは結晶粒径を微細化させる効果がある。従ってＳｉ，Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａのうち、Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａは添加した効果が特に大きく、Ａｌ，Ｇｅ，Ｇａの単独添加もしくはＡｌとＧｅ、ＡｌとＧａ、ＧｅとＧａ、ＡｌとＧｅとＧａの複合添加とすることがより好ましい。
【００２１】
更に、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｐｔの１種または２種以上（Ｔ）を４.５原子％以下含有させると、軟磁気特性が改善される。Ｃｕ等のように、Ｆｅと固溶しない元素を微量添加することにより、組成が揺らぎ、Ｃｕ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、α−Ｆｅの核生成頻度を増加させることができる。また、結晶化温度を示差熱分析法により測定したところ、上記Ｃｕ，Ａｇ等の元素の添加は結晶化温度をやや低めるようである。これは、これらの添加により非晶質中に組成揺らぎが導入され、その結果、非晶質の安定性が低下したことに起因すると考えられる。組成揺らぎを伴った非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい領域が多数でき均一核生成するため、得られる組成が微細結晶粒組織となると考えられる。以上の観点からこれらの元素以外の元素でも結晶化温度を低下させる元素には、同様の効果が期待できる。
【００２２】
尚、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、ＣｒやＲｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓ，Ｉｒ，Ｐｔなどの白金族元素を添加することも可能である。これらの元素は、５原子％よりも多く添加すると、飽和磁束密度の劣化が著しくなるため、添加量は５原子％以下に抑える必要がある。
また、他に、必要に応じてＹ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｚｎ，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得られる軟磁性合金の磁歪を調整することもできる。
【００２３】
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。
【００２４】
【実施例】
（製造例１）
本発明の範囲内の合金の例としてＦｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成を有する非晶質合金薄帯を製造した。非晶質合金薄帯の製造には図３に示すような製造装置を用いた。
この装置では、チャンバ１０が、冷却ロール３とるつぼ１２を収納する箱状の本体部１３と、この本体部１３に接合された箱状の収納部１４とを具備して構成されている。本体部１３と収納部１４は、それぞれフランジ部１３a,１４aを介してボルト接合され、本体部１３と収納部１４との接合部分は気密構造にされている。また、チャンバ１０の本体部１３には、真空排気装置に接続された排気管１５が接続されている。
上記冷却ロール３は、チャンバ１０の側壁を貫通する回転軸１１によって支持されており、チャンバ１０の外部に設けられた図示略のモータによって冷却ロール３が回転駆動されるようになっている。
上記るつぼ１２の下端部にはノズル６が設けられており、るつぼ１２の下部には加熱コイル９が設けられ、るつぼ１２の内部に金属溶湯２が収納される。
【００２５】
上記るつぼ１２の上部は、供給管１６を介してＡrガスなどのガス供給源１８に接続されるとともに、供給管１６には、圧力調節弁１９と電磁弁２０とが組み込まれ、供給管１６において圧力調節弁１９と電磁弁２０との間には圧力計２１が組み込まれている。また、供給管１６には補助管２３が並列的に接続され、補助管２３には圧力調整弁２４と流量調整弁２５と流量計２６が組み込まれている。したがって、ガス供給源１８からるつぼ１２内にＡrなどのガスを供給してノズル６から金属溶湯２を冷却ロール３に吹き付けることができるようになっている。また、チャンバ１０の天井部にはＡrガスなどのガス供給源３１が接続管
３２を介して接続され、接続管３２には圧力調節弁３３が組み込まれ、チャンバ１０の内部にＡrガスなどを送れるようになっている。
【００２６】
この製造装置を用いて合金薄帯を製造するには、まずチャンバ１０の内部を真空排気するとともに、このチャンバ１０内にガス供給源３１からＡrガスなどの非酸化性ガスを送る。また、ガス供給源１８からＡrガスをるつぼ１２の内部に圧送し、金属溶湯２をノズル６から吹き出すとともに、冷却ロール３を高速回転させる。すると、金属溶湯２は冷却ロール３の頂部から冷却ロール３の表面に沿って押し出され、薄帯４が得られる。
るつぼ１２から金属溶湯２を冷却ロール３に連続的に吹き出して薄帯４を連続製造すると、冷却ロール３から引き出された薄帯４は、チャンバ１０の収納部
１４に収納される。この薄帯４はまだ予熱状態で温度が高いので、この段階で空気に触れると酸化するおそれが高いが、チャンバ１０の内部がＡrガスで満たされているので、チャンバ１０の内部で酸化することはない。
そして、薄帯４の連続製造が終了して収納部１４内に収納されている薄帯４の温度が常温近くまで下がったならば、チャンバ１０の本体部１３と収納部１４とを分離して薄帯４を取り出せばよい。
【００２７】
ついで、得られたＦｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を巻回して作製したトロイダル状の試料（高さ１５ｍｍ、内径１８ｍｍ、外径２８ｍｍ）について静磁場を印加する時期を変更して熱処理を行い、得られた軟磁性合金の異方性エネルギー（Ｋｕ）について調べた。ここでの熱処理条件は、昇温速度０．０３３゜Ｃ／秒、保持温度６００゜Ｃで３０分保持、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場はトロイダル状の試料の面方向（磁化容易軸方向）に垂直磁界（横磁界）を２ｋＯｅ印加した。
【００２８】
その結果、▲１▼昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程に静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは５２Ｊ／ｍ³、▲２▼昇温時のみ静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは４６Ｊ／ｍ³（▲１▼の条件のときのＫｕの値（１００％）に対して８８％）▲３▼保持時のみ静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは１９Ｊ／ｍ³（３７％）、▲４▼降温時のみ静磁界を印加して得られた軟磁性合金のＫｕは１３Ｊ／ｍ³（２５％）であり、昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程に静磁界を印加する▲１▼と、昇温時のみ静磁界を印加する▲２▼の場合が得られる軟磁性合金のＫｕの値が大きいことがわかる。ここでの異方性エネルギーは、▲１▼〜▲４▼の熱処理条件でそれぞれ得られた軟磁性合金の磁化曲線のＢ−Ｈカーブの傾きから求めたものであり、Ｂ−Ｈカーブの傾きが大きい程異方性エネルギーも大きくなる。
【００２９】
次に、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料に熱処理する際に昇温時と保持時と降温時に印加する静磁場の方向および磁界の強さと磁化曲線との関係について調べた。なお、熱処理時に印加する静磁界の方向および磁界の強さ以外の熱処理条件は、昇温速度０．０３３゜Ｃ／秒、保持温度６００゜Ｃで３０分保持、降温速度０．６゜Ｃ／秒であった。その結果を図４〜図６に示す。図４は、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成のトロイダル状の試料を熱処理する際、磁路に垂直な方向に１６０ｋＡ／ｍの垂直磁界（横磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。図５は、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成のトロイダル状の試料を熱処理する際、磁界を印加することなしに熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。図６は、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成のトロイダル状の試料を熱処理する際、磁路に平行な方向に８０Ａ／ｍの平行磁界（縦磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
図４〜図６から非晶質合金薄帯を熱処理する際に昇温時と保持時と降温時に印加する静磁場の方向および磁界の強さを変更することにより、異なるＢ−Ｈ曲線を得ることができるので、作製するデバイスに応じて角型比、異方性エネルギーを制御できることがわかる。
【００３０】
次に、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際に保持温度６００゜Ｃで３０分保持した合金と、保持時間無し（保持時間０分）の合金のそれぞれについて、異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性について調べた。ここでの昇温速度以外の熱処理条件は、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中（但し、保持時間無しのものについては昇温時と降温時）にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を図７に示す。
図７からＦｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を横磁界中で熱処理する際、昇温速度を０．２゜Ｃ／秒以下としたものは、２０Ｊ／ｍ³以上の異方性エネルギーが得られていることがわかる。また、熱処理する際に保持温度６００゜Ｃで３０分保持した合金は、保持時間無しの合金に比べて異方性エネルギーが大きいことが認められる。
【００３１】
次に、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の熱処理温度依存性について調べた。ここでの熱処理条件は、昇温速度０．６７゜Ｃ／分、保持温度（熱処理温度）での保持時間６０分、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を図８に示す。
図８から明らかなようにＦｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、熱処理温度を変更しても異方性エネルギーは殆ど変化しておらず、異方性エネルギーの熱処理温度依存性は認められないことがわかる。
【００３２】
次に、Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の降温速度依存性について調べた。ここでの降温速度以外の熱処理条件は、昇温速度０．６７゜Ｃ／分、保持温度（熱処理温度）６００゜Ｃで６０分保持であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を図９に示す。
図９から明らかなようにＦｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、降温温度を変更しても異方性エネルギーは殆ど変化しておらず、異方性エネルギーの降温速度依存性は認められないことがわかる。
従って、図７〜図９よりＦｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を横磁界中で熱処理する際、異方性エネルギーは昇温速度に大きく依存することがわかる。
【００３３】
（製造例２）
本発明の範囲内の合金の例として、Ｆｅ₈₃Ｎｂ₇Ｂ₉Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を上記製造例１と同様にして製造し、さらにこのＦｅ₈₃Ｎｂ₇Ｂ₉Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料（高さ１５ｍｍ、内径１８ｍｍ、外径２８ｍｍ）を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性について調べた。ここでの昇温速度以外の熱処理条件は、保持温度６５０゜Ｃで３０分、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を表１に示す。
【００３４】
【表１】

【００３５】
表１に示した結果から、製造例１と同様に異方性エネルギーは昇温速度の影響を強く受け、０．２゜Ｃ／秒以下とすることで大きな異方性エネルギーが得られたことがわかる。
【００３６】
（製造例３）
本発明の範囲内の合金の例として、Ｆｅ_88.2Ｃｏ_1.8Ｚｒ₇Ｂ₂Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を上記製造例１と同様にして製造し、さらにこのＦｅ_88.2Ｃｏ_1.8Ｚｒ₇Ｂ₂Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料（高さ１５ｍｍ、内径１８ｍｍ、外径２８ｍｍ）を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性について調べた。ここでの昇温速度以外の熱処理条件は、保持温度６００゜Ｃで３０分、降温速度０．６゜Ｃ／秒であり、静磁場は昇温時と保持時と降温時の全熱処理工程中にトロイダル状の試料の磁路に垂直な方向に垂直磁界（横磁界）を１６０ｋＡ／ｍ（２ｋＯｅ）印加した。結果を表２に示す。
【００３７】
【表２】

【００３８】
表２に示した結果から、Ｃｏを添加したことにより、製造例１、２よりも大きな異方性エネルギーが得られていることがわかる。更に、Ｃｏを添加した場合でも、異方性エネルギーは昇温速度に強く依存し、昇温速度を０．２゜Ｃ／秒以下としたもので、１００〜２００Ｊ／ｍ³の大きな異方性エネルギーが得られた。
【００３９】
【発明の効果】
以上説明したように本発明の軟磁性合金の製造方法にあっては、Ｆｅを主成分とし、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種以上からなる元素ＭとＢを含む下記組成式からなる金属の溶湯を冷却体に射出し急冷して得られた非晶質合金薄帯に熱処理を施す際に、少なくとも昇温時に静磁場中で熱処理するとともに昇温速度を調整し、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の微細結晶組織を組織の５０％以上析出させるとともに誘導磁気異方性を付与することにより誘導磁気異方性を制御する工程を少なくとも備えることにより、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であり、作製する磁気デバイスに応じた適度な異方性エネルギーを付与できるうえ角型比や透磁率などの軟磁気特性が優れた合金を生産性良く製造することができる。
（Ｆｅ _{１００−ａ} Ｃｏ _ａ） _ｂＢ _ｘＭ _ｙＣｕ _ｄ
但し、組成比を示すａ、ｂ、ｘ、ｙ、ｄは、０≦ａ≦１０、７５≦ｂ≦９３原子％、０ . ５≦ｘ≦１８原子％、４≦ｙ≦９原子％、０＜ｄ≦４ . ５原子％以下である。
また、本発明の軟磁性合金の製造方法においては、非晶質合金薄帯を熱処理する際の保持時間を無しとしても、異方性エネルギーおよび磁区構造の制御が可能であるうえ軟磁気特性が優れた合金が得られるので、製造時間を短縮することができ、生産性を向上させることができる。
【００４０】
また、上記熱処理における昇温速度を０．６７℃／秒以下とすることにより、異方性エネルギーの制御が容易で用途に応じた異方性エネルギーを軟磁性合金に付与し易い。
また、上記熱処理における保持温度は、具体的には４８０〜８１０℃の範囲が好ましく、これにより良好な軟磁気特性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の軟磁性合金の製造方法の熱処理パターンの例を示すグラフである。
【図２】本発明の軟磁性合金の製造方法の熱処理パターンのその他の例を示すグラフである。
【図３】本発明の軟磁性合金の製造方法に好適に用いられる合金薄帯の製造装置の一例を示す構成図である。
【図４】Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、試料に１６０ｋＡ／ｍの垂直磁界（横磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
【図５】Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、磁界を印加することなしに熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
【図６】Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理する際、試料に８０Ａ／ｍの平行磁界（縦磁界）を印加しながら熱処理して得られた軟磁性合金の磁化曲線を示す図である。
【図７】Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の昇温速度依存性を示すグラフである。
【図８】Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の熱処理温度依存性について調べた結果を示す図である。
【図９】Ｆｅ₈₄Ｎｂ_3.5Ｚｒ_3.5Ｂ₈Ｃｕ₁なる組成の非晶質合金薄帯を用いて作製したトロイダル状の試料を熱処理するときの異方性エネルギー（Ｋｕ）の降温速度依存性について調べた結果を示す図である。
【符号の説明】
２金属溶湯
３冷却ロール（冷却体）
４合金薄帯[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a soft magnetic alloy used in a magnetic device such as a magnetic head, a transformer, and a choke coil.
[0002]
[Prior art]
In general, the characteristics required for soft magnetic alloys used in magnetic devices such as magnetic head cores, magnetic cores of pulse motors, and transformers and choke coils are high saturation magnetic flux density, high permeability, and low maintenance. That is, it is easy to obtain a thin shape, low magnetostriction, an appropriate magnetic anisotropy energy, a squareness ratio (Ir / Is) can be controlled, and a magnetic domain structure can be controlled. Therefore, in the development of soft magnetic alloys, material research has been conducted in various alloy systems from these viewpoints.
Conventionally, crystalline alloys such as Sendust, Permalloy, and silicon steel have been used as materials used in the above-mentioned applications, and recently, Fe-based and Co-based amorphous alloys have come to be used. Yes.
[0003]
By the way, when the soft magnetic alloy is used in various magnetic devices, a thin magnetic alloy is often used. In order to manufacture such a soft magnetic alloy ribbon, as a substitute for rolling, a method is known in which a molten alloy is rapidly cooled by spraying it onto a cooling body that rotates at high speed. In the amorphous alloy ribbon manufactured by quenching such a molten alloy, the amorphous alloy alloy ribbon is evacuated in a vacuum or nitrogen as described in, for example, Japanese Patent Publication No. 4-4393. A crystalline phase is generated in a soft magnetic alloy that was amorphous at the time of quenching by performing a heat treatment by holding it in an inert gas atmosphere for a certain period of time. Thus, a soft magnetic alloy having excellent soft magnetic properties with magnetic permeability and excellent wear resistance can be obtained. Further, in the soft magnetic alloy ribbon as described above, the magnetic anisotropy is imparted by performing the heat treatment in a magnetic field, and the control of the magnetic characteristics is performed by changing the holding time during the heat treatment. .
[0004]
As another example of the soft magnetic alloy used in the magnetic device, a Co—Ta—Hf-based amorphous soft magnetic alloy described in Japanese Patent Application No. 4-226257 is known. A soft magnetic alloy can be manufactured by forming a Co—Ta—Hf-based amorphous alloy thin film by sputtering and then heat-treating it, while having a saturation magnetic flux density similar to that of ferrite, but having a very high permeability. It is possible to obtain an amorphous soft magnetic alloy having a magnetic susceptibility and a magnetostriction which is almost zero and excellent in heat resistance. In such an amorphous soft magnetic alloy, the magnetic anisotropy is imparted by performing a heat treatment in a static magnetic field, and the control of the magnetic properties is performed by adjusting the temperature drop rate during the heat treatment. .
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the conventional method as described above, although a soft magnetic alloy having excellent magnetic properties can be obtained, in order to cope with downsizing, high performance, and mass production of equipment, a higher performance soft magnetic material, particularly Development of a method for producing a soft magnetic alloy having anisotropic energy corresponding to the magnetic device to be manufactured with higher productivity is desired. However, in the conventional method for producing a soft magnetic alloy, control of anisotropic energy is desired. Therefore, the anisotropic energy imparted to the soft magnetic alloy has almost the same value, and there is a problem that the use is limited.
The present invention has been made to solve the above problems, and provides a method for producing a soft magnetic alloy that can control anisotropic energy, impart anisotropic energy according to the application, and improve productivity. It is to provide.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
  The present invention contains elements M and B composed mainly of Fe and selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W, or two or more.Consists of the following composition formulaWhen an amorphous alloy ribbon obtained by injecting a molten metal into a cooling body and rapidly cooling is subjected to heat treatment, it is heat-treated in a static magnetic field at least when the temperature is raised, and the rate of temperature rise is adjusted to obtain an average crystal grain size. It includes at least a step of controlling the induced magnetic anisotropy by precipitating a fine crystal structure of 30 nm or less of 50% or more of the structure and imparting induced magnetic anisotropy. A method for producing a soft magnetic alloy characterized in that the temperature is 67 ° C./second or less and the holding time when the heat treatment is performed is 0 minute.
  (Fe _100-a Co _a ) _b B _x M _y Cu _d
However, a, b, x, y, d indicating the composition ratio are 0 ≦ a ≦ 10, 75 ≦ b ≦ 93 atomic%, 0 . 5 ≦ x ≦ 18 atomic%, 4 ≦ y ≦ 9 atomic%, 0 <d ≦ 4 . 5 atomic percent or less.
  The holding temperature at the time of performing the heat treatment is preferably 480 to 810 ° C.
  Anisotropy energy (Ku) after imparting the induced magnetic anisotropy is 20 to 200 J / m.³A value within the range is obtained.
[0007]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention will be described in detail below.
In order to produce a soft magnetic alloy by the production method of the present invention, first, one or more selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W, containing Fe as a main component. An amorphous alloy ribbon is formed by quenching a molten metal containing the elements M and B composed of the above metal elements. As a method for producing the alloy ribbon, a known method such as injecting a molten metal onto a moving cooling body such as a cooling roll rotating at high speed can be used.
[0008]
Subsequently, the produced amorphous alloy ribbon is subjected to heat treatment. In performing heat treatment here, as shown in FIG. 1, the amorphous alloy ribbon is heated from room temperature to a predetermined temperature (holding temperature) higher than the crystallization temperature, and then held at the predetermined temperature (holding temperature) for a predetermined time. After that, the temperature is lowered by air cooling or the like. At this time, in order to impart induced magnetic anisotropy, a heat treatment is performed in a static magnetic field at least when the temperature is raised, and the rate of temperature rise is adjusted, and a fine crystal having an average crystal grain size of 30 nm or less The structure is precipitated by 50% or more of the structure and induced magnetic anisotropy is imparted.
[0009]
In the present invention, the heat treatment is performed in a static magnetic field at least when the temperature is raised, because the origin of magnetic anisotropy is because different types of atoms are anisotropically arranged. This is because atomic rearrangement is necessary, and anisotropy is easily induced during crystallization accompanied by atomic rearrangement. For this reason, in the production method of the present invention, heat treatment may be performed in a static magnetic field at least when the temperature is raised, but all heat treatment steps during temperature rise, holding, and temperature drop may be performed in a static magnetic field. The heating and holding may be performed in a static magnetic field. Further, the direction of the static magnetic field applied to the amorphous alloy ribbon is not particularly limited, and may be a transverse magnetic field or a longitudinal magnetic field, and can be changed according to a desired squareness ratio or the like.
In the present invention, the heating rate is adjusted during the heat treatment, because the rearrangement of atoms necessary for inducing anisotropy is most likely to occur during recrystallization. This is because the degree of atomic rearrangement can be controlled by controlling the rate of temperature rise when passing through. Therefore, the induced magnetic anisotropy can be controlled so that the soft magnetic alloy has anisotropy energy (Ku) according to the application by adjusting the temperature rise rate during the heat treatment.
[0010]
The heating rate during the heat treatment is preferably 0.5 ° C./second or less, more preferably 0.2 ° C./second or less. When the heating rate exceeds 0.5 ° C / sec, the value of anisotropic energy (Ku) is almost constant even if the heating rate is changed. It is difficult to control, and the anisotropic energy according to the application cannot be imparted to the soft magnetic alloy. However, when a part of Fe is replaced with Co, a large anisotropic energy can be obtained, so that the rate of temperature rise may be in the range of 0.67 ° C./second or less.
[0011]
The reason why the fine crystal structure having an average crystal grain size of 30 nm or less precipitated by the heat treatment is that the rapidly cooled alloy ribbon has a structure mainly composed of amorphous material. This is because a microcrystalline phase composed of bcc (body-centered cubic structure) crystal grains mainly composed of Fe with an average crystal grain size of 30 nm or less is precipitated. The temperature at which the Fe microcrystalline phase having the bcc structure precipitates varies depending on the alloy composition, but is about 480 to 550 ° C. Further, when the temperature reaches a temperature higher than the temperature at which the Fe microcrystalline phase having the bcc structure precipitates, Fe_ThreeB or Fe if Zr is included in the alloy_ThreeA compound phase such as Zr, which deteriorates the soft magnetic properties, is precipitated. The temperature at which such a compound phase precipitates varies depending on the alloy composition, but is about 740 to 810 ° C. Therefore, in the present invention, the holding temperature when the amorphous alloy ribbon is heat-treated is in the range of 480 ° C. to 810 ° C., and a microcrystalline phase mainly composed of Fe having a bcc structure is preferably precipitated and the above compound phase Is preferably set according to the composition of the alloy so as not to precipitate.
[0012]
In the present invention, the time for holding the amorphous alloy ribbon at the above holding temperature can be 0 to 60 minutes, depending on the composition of the alloy, 0 minutes, that is, immediately after the temperature is raised as shown in FIG. Even if there is no holding time, the desired anisotropic energy can be obtained and a high magnetic permeability can be obtained. In particular, in the case of a composition not containing Cu and Si, particularly Si, the desired anisotropic energy can be obtained and the high magnetic permeability can be obtained with a shorter holding time of 10 minutes or less.
This is because when Si is added, Si must be sufficiently dissolved in Fe, so that the holding time must be extended. Here, the holding time may be longer than 60 minutes. However, even if the holding time is increased, the magnetic characteristics are not improved, and the manufacturing time is increased and the productivity is deteriorated.
[0013]
The anisotropy energy (Ku) of the soft magnetic alloy after imparting induced magnetic anisotropy by the operation as described above is 20 to 200 J / m.^ThreeCan be obtained.
Specific examples of anisotropic energy (Ku) and magnetic characteristics according to the magnetic device to be manufactured include an anisotropic energy (Ku) of 20 to 150 J / m when a soft magnetic alloy is used for a common mode choke coil.^ThreeWhen the squareness ratio is about 0.1 or less and the saturable core is used, the anisotropic energy (Ku) is 10 to 30 J / m.^ThreeThe squareness ratio is about 0.9 or more.
[0014]
In the method for producing a soft magnetic alloy of the present invention, when the amorphous alloy ribbon is subjected to heat treatment, the heat treatment is carried out in a static magnetic field at least when the temperature is raised, and the rate of temperature rise is adjusted, and the average grain size is 30 nm By controlling the induced magnetic anisotropy by precipitating 50% or more of the following fine crystal structure and imparting induced magnetic anisotropy, it is possible to control anisotropic energy and magnetic domain structure. In addition, it is possible to produce an alloy with high productivity, which can give an appropriate anisotropic energy according to the magnetic device to be manufactured and has excellent soft magnetic properties such as a squareness ratio and magnetic permeability.
Further, in the method for producing a soft magnetic alloy of the present invention, the holding time when the amorphous alloy ribbon is heat-treated is short, and in some cases even if there is no holding time, the anisotropic energy and the magnetic domain structure Since an alloy that can be controlled and has excellent soft magnetic properties can be obtained, manufacturing time can be shortened and productivity can be improved.
[0015]
The reason why the alloy according to the present invention exhibits excellent soft magnetic properties is considered to be one of the causes of deterioration of the soft magnetic properties in the conventional crystalline material due to the fine grain size of the precipitated bcc grains. This is probably because the magnetocrystalline anisotropy is averaged by the magnetic interaction between the bcc grains, and the apparent magnetocrystalline anisotropy becomes very small.
Here, if the average crystal grain size of the main crystal grains is larger than 30 nm, it is not desirable because the magnetocrystalline anisotropy is not sufficiently averaged and the soft magnetic characteristics deteriorate. On the other hand, if the microcrystalline phase is less than 50%, the magnetic interaction between the particles is weakened and the soft magnetic properties are deteriorated, which is not desirable.
[0016]
The method for producing a soft magnetic alloy according to the present invention comprises Fe as a main component and one or more elements M selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W; Suitable for the production of soft magnetic alloys containing B.
Or, it is particularly suitable for a soft magnetic alloy having a composition represented by the following formulas.
Fe_bB_xM_y
Fe_bB_xM_yX_Z
Fe_bB_xM_yT_d
Fe_bB_xM_yT_dX_Z
T is one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, Pd, and Pt, and X is one or more elements of Si, Al, Ge, and Ga. B, x, y, d, z indicating the composition ratio are 75 ≦ b ≦ 93 atomic%, 0.5 ≦ x ≦ 18 atomic%, 4 ≦ y ≦ 9 atomic%, and d is 4 .5 atomic% or less and z is 4 atomic% or less.
[0017]
In the soft magnetic alloy having these compositions, the value of b indicating the amount of Fe added is 93 atomic% or less. This is because when b exceeds 93 atomic%, it is difficult to obtain an amorphous single phase by the liquid quenching method. As a result, the structure of the alloy obtained after the heat treatment becomes non-uniform, resulting in high magnetic permeability. This is because it cannot be obtained. Further, in order to obtain a saturation magnetic flux density (Bs) of 10 kG or more, b is more preferably 75 atomic% or more, so the range of b is set to 75 to 93 atomic%. Further, a part of Fe may be substituted with Co or Ni for adjusting magnetostriction or the like, and in this case, it is preferably 10% of Fe, more preferably 5% or less. Outside this range, the magnetic permeability deteriorates. In addition, when Co and Ni are added, larger anisotropy energy can be obtained. Therefore, when large anisotropy energy is required, it is preferable to add Co and Ni.
Yes.
[0018]
In addition, B is considered to have the effect of increasing the amorphous forming ability of the soft magnetic alloy, the effect of preventing the coarsening of the crystal structure, and the effect of suppressing the formation of a compound phase that adversely affects the magnetic properties in the heat treatment step. It is done.
Originally, Zr and Hf hardly dissolve into α-Fe, but Zr and Hf are dissolved in supersaturation by rapidly cooling the whole alloy to make it amorphous. Thus, by adjusting the solid solution amount of these elements to partially crystallize and precipitate as a fine crystal phase, the soft magnetic properties of the resulting soft magnetic alloy can be improved, and the magnetostriction of the alloy ribbon can be reduced. In order to precipitate the microcrystalline phase and suppress the coarsening of the crystal grains of the microcrystalline phase, it is considered necessary to leave an amorphous phase that can hinder crystal grain growth at the grain boundary. .
Furthermore, this grain boundary amorphous phase degrades soft magnetic properties by dissolving M elements such as Zr, Hf, Nb, etc. discharged from α-Fe as the heat treatment temperature rises.
It is thought to suppress the formation of Fe-M compounds. Therefore, it is important to add B to the Fe—Zr (Hf) alloy.
When X indicating the amount of addition of B is less than 0.5 atomic%, the amorphous phase at the grain boundary becomes unstable, so that a sufficient addition effect cannot be obtained. In addition, when X indicating the amount of addition of B exceeds 18 atomic%, the tendency to form borides increases in the B-M system and the Fe-B system. As a result, the heat treatment conditions for obtaining a fine crystal structure are increased. It is restricted and good soft magnetic properties cannot be obtained. Thus, by adding an appropriate amount of B, the average crystal grain size of the precipitated fine crystal phase can be adjusted to 30 nm or less.
[0019]
In order to easily obtain an amorphous phase, it is preferable to include any of Zr, Hf, and Nb having a particularly high amorphous forming ability, and a part of Zr, Hf, and Nb is other 4A to 6A. Of group elements, any of Ti, V, Ta, Mo, and W can be substituted. Further, among Zr, Hf, and Nb, Hf is a very expensive element. Therefore, considering the raw material cost, it is more preferable that either Zr or Nb is included.
Such M element is a relatively slow diffusing species, and the addition of M element is considered to have the effect of reducing the growth rate of fine crystal nuclei and the ability to form amorphous, and is effective for refining the structure.
However, when y indicating the amount of M element added is less than 4 atomic%, the effect of reducing the nucleus growth rate is lost. As a result, the crystal grain size becomes coarse and good soft magnetism cannot be obtained. In the case of an Fe—Hf—B alloy, the average grain size at Hf = 5 atomic% is
While it is 13 nm, it becomes as coarse as 39 nm when Hf = 3 atomic%. On the other hand, if y, which indicates the amount of M element added, exceeds 9 atomic%, the tendency of formation of MB or Fe-M compounds increases, and good characteristics cannot be obtained. The band-shaped alloy becomes brittle and it becomes difficult to process it into a predetermined core shape or the like. Therefore, the range of y is set to 4 to 9 atomic%.
Among them, Nb, Mo, and W have a small absolute value of free energy of formation of oxides, are thermally stable, and are difficult to oxidize during production. Therefore, when these elements are added, the production conditions are easy and the production can be performed at low cost, and the production cost is advantageous. When producing these soft magnetic alloys by adding these elements, specifically, in the atmosphere while partially supplying an inert gas to the tip of the crucible nozzle used when quenching the molten metal. Or can be produced in an atmosphere in the air.
[0020]
Moreover, it is preferable to contain 4 atomic% or less of 1 type, or 2 or more types (X) among Si, Al, Ge, and Ga. These are known as metalloid elements, but these metalloid elements are dissolved in a bcc phase (body-centered cubic phase) containing Fe as a main component. If the content of these elements exceeds 4 atomic%, magnetostriction increases, saturation magnetic flux density decreases, or magnetic permeability decreases, which is not preferable.
These elements have the effect of increasing the electrical resistance of the soft magnetic alloy and decreasing the iron loss, but Al is particularly effective. Ge and Ga have the effect of reducing the crystal grain size. Accordingly, among Si, Al, Ge, and Ga, Al, Ge, and Ga are particularly effective, and Al, Ge, and Ga are added alone or Al and Ge, Al and Ga, Ge and Ga, and Al and Ge and Ga. It is more preferable to use a composite addition.
[0021]
Furthermore, when one or more of Cu, Ag, Au, Pd, and Pt (T) is contained at 4.5 atomic% or less, the soft magnetic characteristics are improved. By adding a small amount of an element that does not dissolve in Fe, such as Cu, the composition fluctuates, Cu forms a cluster in the initial stage of crystallization, a relatively Fe-rich region occurs, and α-Fe Nucleation frequency can be increased. Further, when the crystallization temperature was measured by differential thermal analysis, the addition of elements such as Cu and Ag seems to lower the crystallization temperature slightly. This is considered to be caused by the fact that compositional fluctuations are introduced into the amorphous by the addition of these, and as a result, the stability of the amorphous is lowered. When an amorphous phase accompanied by composition fluctuations is crystallized, it is considered that a large number of regions that are easily crystallized are formed and uniform nucleation occurs, so that the resulting composition has a fine grain structure. From the above viewpoint, the same effect can be expected for elements other than these elements that lower the crystallization temperature.
[0022]
In addition to these elements, platinum group elements such as Cr, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, and Pt can be added in order to improve the corrosion resistance. When these elements are added in an amount of more than 5 atomic%, the saturation magnetic flux density is remarkably deteriorated. Therefore, the amount added must be suppressed to 5 atomic% or less.
In addition, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Zn, Cd, In, Sn, Pb may be used as necessary. , As, Sb, Bi, Se, Te, Li, Be, Mg, Ca, Sr, Ba, and the like can be adjusted to adjust the magnetostriction of the soft magnetic alloy obtained.
[0023]
In addition, in the soft magnetic alloy of the above composition system, even if inevitable impurities such as H, N, O, and S are contained to such an extent that desired characteristics are not deteriorated, the composition is the same as that of the soft magnetic alloy used in the present invention. Of course, it can be considered.
[0024]
【Example】
(Production Example 1)
Examples of alloys within the scope of the present invention are Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁An amorphous alloy ribbon having the following composition was produced. For the production of the amorphous alloy ribbon, a production apparatus as shown in FIG. 3 was used.
In this apparatus, the chamber 10 includes a box-shaped main body 13 that stores the crucible 12 and the crucible 12 and a box-shaped storage 14 that is joined to the main body 13. The main body portion 13 and the storage portion 14 are bolted via flange portions 13a and 14a, respectively, and the joint portion between the main body portion 13 and the storage portion 14 has an airtight structure. Further, an exhaust pipe 15 connected to a vacuum exhaust device is connected to the main body 13 of the chamber 10.
The cooling roll 3 is supported by a rotating shaft 11 penetrating the side wall of the chamber 10, and the cooling roll 3 is driven to rotate by a motor (not shown) provided outside the chamber 10.
A nozzle 6 is provided at the lower end of the crucible 12, a heating coil 9 is provided at the lower part of the crucible 12, and the molten metal 2 is accommodated inside the crucible 12.
[0025]
The upper part of the crucible 12 is connected to a gas supply source 18 such as Ar gas via a supply pipe 16, and a pressure control valve 19 and an electromagnetic valve 20 are incorporated in the supply pipe 16. A pressure gauge 21 is incorporated between the pressure control valve 19 and the electromagnetic valve 20. An auxiliary pipe 23 is connected in parallel to the supply pipe 16, and a pressure adjusting valve 24, a flow rate adjusting valve 25, and a flow meter 26 are incorporated in the auxiliary pipe 23. Therefore, a gas such as Ar can be supplied from the gas supply source 18 into the crucible 12 and the molten metal 2 can be sprayed from the nozzle 6 onto the cooling roll 3. A gas supply source 31 such as Ar gas is connected to the ceiling of the chamber 10.
The pressure adjusting valve 33 is incorporated in the connecting pipe 32 so that Ar gas or the like can be sent into the chamber 10.
[0026]
In order to manufacture an alloy ribbon using this manufacturing apparatus, first, the inside of the chamber 10 is evacuated and a non-oxidizing gas such as Ar gas is sent from the gas supply source 31 into the chamber 10. Moreover, Ar gas is pumped from the gas supply source 18 into the crucible 12, and the molten metal 2 is blown out from the nozzle 6, and the cooling roll 3 is rotated at a high speed. Then, the molten metal 2 is extruded along the surface of the cooling roll 3 from the top of the cooling roll 3, and the ribbon 4 is obtained.
When the molten metal 2 is continuously blown out from the crucible 12 to the cooling roll 3 to continuously manufacture the ribbon 4, the ribbon 4 drawn out from the cooling roll 3 is stored in the storage portion of the chamber 10.
14. Since the ribbon 4 is still in a preheated state and has a high temperature, there is a high possibility that it will be oxidized if it is exposed to air at this stage. However, since the interior of the chamber 10 is filled with Ar gas, it is oxidized inside the chamber 10. There is no.
When the continuous production of the ribbon 4 is finished and the temperature of the ribbon 4 stored in the storage unit 14 is lowered to near room temperature, the main body 13 and the storage unit 14 of the chamber 10 are separated. The ribbon 4 may be taken out.
[0027]
Next, the obtained Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁A toroidal sample (15 mm in height, 18 mm in inner diameter, 28 mm in outer diameter) produced by winding an amorphous alloy ribbon having the composition shown in FIG. The anisotropic energy (Ku) of the magnetic alloy was examined. The heat treatment conditions here are a temperature rising rate of 0.033 ° C./second, a holding temperature of 600 ° C. for 30 minutes, a temperature falling rate of 0.6 ° C./second, and the static magnetic field is in the direction of the surface of the toroidal sample. A vertical magnetic field (transverse magnetic field) of 2 kOe was applied in the (magnetization easy axis direction).
[0028]
As a result, (1) Ku of the soft magnetic alloy obtained by applying a static magnetic field to all the heat treatment steps at the time of heating, holding and cooling is 52 J / m.^Three(2) Ku of a soft magnetic alloy obtained by applying a static magnetic field only at the time of temperature increase is 46 J / m^Three(88% of the Ku value (100%) under the condition (1)) (3) Ku of the soft magnetic alloy obtained by applying a static magnetic field only at the time of holding is 19 J / m^Three(37%), (4) Ku of a soft magnetic alloy obtained by applying a static magnetic field only when the temperature falls is 13 J / m^Three(25%) soft magnetism that can be obtained in the case of (1) in which a static magnetic field is applied to all heat treatment steps during temperature rise, hold, and temperature drop, and (2) in which a static magnetic field is applied only during temperature rise It can be seen that the Ku value of the alloy is large. The anisotropic energy here is obtained from the slope of the BH curve of the magnetization curve of the soft magnetic alloy obtained under the heat treatment conditions (1) to (4), and the slope of the BH curve. The larger the value, the larger the anisotropic energy.
[0029]
Next, Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁Study of the relationship between the direction of the static magnetic field applied during heating, holding, and cooling, and the relationship between the strength of the magnetic field and the magnetization curve when heat-treating a toroidal specimen prepared using an amorphous alloy ribbon of the following composition It was. The heat treatment conditions other than the direction of the static magnetic field and the strength of the magnetic field applied during the heat treatment are as follows: temperature rising rate 0.033 ° C./second, holding temperature 600 ° C. for 30 minutes, temperature falling rate 0.6 ° C. / Second. The results are shown in FIGS. FIG. 4 shows Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a figure which shows the magnetization curve of the soft magnetic alloy obtained by heat-processing, applying a 160 kA / m perpendicular magnetic field (transverse magnetic field) in the direction perpendicular | vertical to a magnetic path when heat-treating the toroidal sample of the composition which becomes . FIG. 5 shows Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a figure which shows the magnetization curve of the soft magnetic alloy obtained by heat-processing, without applying a magnetic field, when heat-treating the toroidal sample of the composition which becomes. FIG. 6 shows Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a figure which shows the magnetization curve of the soft magnetic alloy obtained by heat-processing, applying a parallel magnetic field (longitudinal magnetic field) of 80 A / m in the direction parallel to a magnetic path when heat-treating the toroidal sample of the composition which becomes .
4 to 6, when the amorphous alloy ribbon is heat-treated, different BH curves are obtained by changing the direction of the static magnetic field and the strength of the magnetic field applied during heating, holding, and cooling. Therefore, it can be seen that the squareness ratio and the anisotropic energy can be controlled according to the device to be manufactured.
[0030]
Next, Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁Each of an alloy that is held for 30 minutes at a holding temperature of 600 ° C. and an alloy that has no holding time (holding time of 0 minute) when heat-treating a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon of the composition The temperature rise rate dependence of anisotropic energy (Ku) was examined. The heat treatment conditions other than the temperature increase rate here are a temperature decrease rate of 0.6 ° C./s, and the static magnetic field is in the entire heat treatment process during temperature increase, hold time, and temperature decrease (however, there is no hold time) Was applied with a vertical magnetic field (transverse magnetic field) of 160 kA / m (2 kOe) in the direction perpendicular to the magnetic path of the toroidal sample. The results are shown in FIG.
From FIG.₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁When a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon having the composition shown below is heat-treated in a transverse magnetic field, the rate of temperature rise is 0.2 ° C./sec or less, 20 J / m^ThreeIt can be seen that the above anisotropic energy is obtained. In addition, it is recognized that an alloy held at a holding temperature of 600 ° C. for 30 minutes during heat treatment has a larger anisotropic energy than an alloy without a holding time.
[0031]
Next, Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁The dependence of the anisotropy energy (Ku) on the heat treatment temperature when a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon having the composition described above was heat-treated was investigated. The heat treatment conditions here are a heating rate of 0.67 ° C./min, a holding time of 60 minutes at the holding temperature (heat treatment temperature), and a cooling rate of 0.6 ° C./second. A 160 kA / m (2 kOe) vertical magnetic field (transverse magnetic field) was applied in the direction perpendicular to the magnetic path of the toroidal sample during the entire heat treatment process during holding and cooling. The results are shown in FIG.
As is apparent from FIG. 8, Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁When the toroidal sample prepared using the composition is heat-treated, the anisotropic energy hardly changes even when the heat treatment temperature is changed, and the dependence of the anisotropic energy on the heat treatment temperature may not be observed. Recognize.
[0032]
Next, Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁The dependence of the anisotropy energy (Ku) on the temperature drop rate when heat treating a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon having the following composition was investigated. The heat treatment conditions other than the temperature lowering rate here are a temperature rising rate of 0.67 ° C./min, a holding temperature (heat treatment temperature) of 600 ° C. for 60 minutes, and the static magnetic field is at the time of temperature rising, holding and cooling During the entire heat treatment step, a vertical magnetic field (transverse magnetic field) of 160 kA / m (2 kOe) was applied in a direction perpendicular to the magnetic path of the toroidal sample. The results are shown in FIG.
As is apparent from FIG. 9, Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁When a toroidal sample prepared using the composition is heat-treated, the anisotropic energy hardly changes even when the temperature drop temperature is changed, and the temperature drop rate dependence of the anisotropic energy may not be observed. Recognize.
Therefore, from FIGS.₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It can be seen that the anisotropic energy greatly depends on the heating rate when a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon having the composition as described above is heat-treated in a transverse magnetic field.
[0033]
(Production Example 2)
Examples of alloys within the scope of the present invention include Fe₈₃Nb₇B₉Cu₁An amorphous alloy ribbon having the composition:₈₃Nb₇B₉Cu₁Study on the temperature rise rate dependence of anisotropic energy (Ku) when heat treating a toroidal sample (height 15 mm, inner diameter 18 mm, outer diameter 28 mm) prepared using an amorphous alloy ribbon of the composition It was. The heat treatment conditions other than the temperature increase rate here are a holding temperature of 650 ° C. for 30 minutes and a temperature decrease rate of 0.6 ° C./second, and the static magnetic field is in the entire heat treatment process during temperature rising, holding and temperature decreasing. A vertical magnetic field (transverse magnetic field) was applied at 160 kA / m (2 kOe) in a direction perpendicular to the magnetic path of the toroidal sample. The results are shown in Table 1.
[0034]
[Table 1]

[0035]
From the results shown in Table 1, the anisotropic energy was strongly influenced by the rate of temperature rise as in Production Example 1, and a large anisotropic energy was obtained by setting it to 0.2 ° C / second or less. I understand.
[0036]
(Production Example 3)
Examples of alloys within the scope of the present invention include Fe_88.2Co_1.8Zr₇B₂Cu₁An amorphous alloy ribbon having the following composition is produced in the same manner as in Production Example 1, and this Fe_88.2Co_1.8Zr₇B₂Cu₁Study on the temperature rise rate dependence of anisotropic energy (Ku) when heat treating a toroidal sample (height 15 mm, inner diameter 18 mm, outer diameter 28 mm) prepared using an amorphous alloy ribbon of the composition It was. The heat treatment conditions other than the heating rate here are a holding temperature of 600 ° C. for 30 minutes and a cooling rate of 0.6 ° C./sec. A vertical magnetic field (transverse magnetic field) was applied at 160 kA / m (2 kOe) in a direction perpendicular to the magnetic path of the toroidal sample. The results are shown in Table 2.
[0037]
[Table 2]

[0038]
From the results shown in Table 2, it can be seen that anisotropy energy larger than those of Production Examples 1 and 2 was obtained by adding Co. Furthermore, even when Co is added, the anisotropy energy strongly depends on the heating rate, and the heating rate is set to 0.2 ° C./second or less.^ThreeThe large anisotropy energy was obtained.
[0039]
【The invention's effect】
  As described above, in the method for producing a soft magnetic alloy of the present invention, Fe is a main component, and one or more selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W or Including two or more elements M and BConsists of the following composition formulaWhen an amorphous alloy ribbon obtained by injecting a molten metal into a cooling body and rapidly cooling is subjected to heat treatment, it is heat-treated in a static magnetic field at least when the temperature is raised, and the rate of temperature rise is adjusted to obtain an average crystal grain size. At least the step of controlling the induced magnetic anisotropy by precipitating a fine crystal structure of 30 nm or less to 50% or more of the structure and imparting the induced magnetic anisotropy allows the control of the anisotropic energy and the magnetic domain structure. It is possible to produce an alloy with high productivity that can give an appropriate anisotropic energy according to the magnetic device to be manufactured and has excellent soft magnetic properties such as squareness ratio and magnetic permeability.
  (Fe _100-a Co _a ) _b B _x M _y Cu _d
However, a, b, x, y, d indicating the composition ratio are 0 ≦ a ≦ 10, 75 ≦ b ≦ 93 atomic%, 0 . 5 ≦ x ≦ 18 atomic%, 4 ≦ y ≦ 9 atomic%, 0 <d ≦ 4 . 5 atomic percent or less.
  Further, in the method for producing a soft magnetic alloy of the present invention, the anisotropic energy and the magnetic domain structure can be controlled and the soft magnetic characteristics can be achieved without the holding time when the amorphous alloy ribbon is heat-treated. Since an excellent alloy can be obtained, manufacturing time can be shortened and productivity can be improved.
[0040]
  In addition, by controlling the temperature increase rate in the heat treatment to 0.67 ° C./second or less, it is easy to control the anisotropic energy and easily impart the anisotropic energy according to the application to the soft magnetic alloy..
  The holding temperature in the heat treatment is preferably in the range of 480 to 810 ° C., and good soft magnetic characteristics can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing an example of a heat treatment pattern of a method for producing a soft magnetic alloy of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing another example of the heat treatment pattern of the method for producing a soft magnetic alloy of the present invention.
FIG. 3 is a block diagram showing an example of an apparatus for producing an alloy ribbon preferably used in the method for producing a soft magnetic alloy of the present invention.
FIG. 4 Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁Magnetization of a soft magnetic alloy obtained by heat treatment while applying a 160 kA / m vertical magnetic field (transverse magnetic field) to a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon having the composition It is a figure which shows a curve.
FIG. 5 Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a figure which shows the magnetization curve of the soft-magnetic alloy obtained by heat-processing, without applying a magnetic field, when heat-treating the toroidal sample produced using the amorphous alloy ribbon of the composition which becomes.
FIG. 6 Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁Magnetization of a soft magnetic alloy obtained by heat treatment while applying a parallel magnetic field (longitudinal magnetic field) of 80 A / m to the sample when heat-treating a toroidal sample prepared using an amorphous alloy ribbon having the composition It is a figure which shows a curve.
FIG. 7 Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a graph which shows the temperature increase rate dependence of the anisotropic energy (Ku) when heat-treating the toroidal sample produced using the amorphous alloy ribbon of the composition which becomes.
FIG. 8 Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a figure which shows the result of having investigated about the heat treatment temperature dependence of the anisotropic energy (Ku) when heat-treating the toroidal sample produced using the amorphous alloy ribbon of the composition which becomes.
FIG. 9 Fe₈₄Nb_3.5Zr_3.5B₈Cu₁It is a figure which shows the result of having investigated about the temperature fall rate dependence of the anisotropic energy (Ku) when heat-treating the toroidal sample produced using the amorphous alloy ribbon of the composition which becomes.
[Explanation of symbols]
2 Molten metal
3 Cooling roll (cooling body)
4 Alloy ribbon

Claims

A molten metal having the following composition formula , containing Fe as a main component and containing one or more elements M and B selected from the group consisting of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo, and W When the amorphous alloy ribbon obtained by injecting the material into the cooling body is subjected to heat treatment, the heat treatment is carried out in a static magnetic field at least when the temperature is raised and the rate of temperature rise is adjusted, so that the average crystal grain size is 30 nm or less. Comprising at least a step of controlling the induced magnetic anisotropy by precipitating 50% or more of the fine crystal structure and imparting induced magnetic anisotropy;
A method for producing a soft magnetic alloy, characterized in that a heating rate during the heat treatment is 0.67 ° C./second or less, and a holding time during the heat treatment is 0 minute.
_{_{_{_{(Fe 100-a Co a)}}}} b B x M y Cu d
Where, a, which shows the composition ratio, b, x, y, d is, 0 ≦ a ≦ 10,75 ≦ b ≦ 93 atomic%, 0. 5 ≦ x ≦ 18 atomic%, 4 ≦ y ≦ 9 atomic%, 0 <d ≦ 4. it is 5 atomic% or less.

The method for producing a soft magnetic alloy according to claim 1, wherein a holding temperature during the heat treatment is set to 480 to 810 ° C.

The method for producing a soft magnetic alloy according to claim 1 or 2, wherein the anisotropic energy (Ku) after imparting the induced magnetic anisotropy is 20 to 200 J / m ³ .