JP3983207B2

JP3983207B2 - Ｆｅ基軟磁性バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の製造方法

Info

Publication number: JP3983207B2
Application number: JP2003209153A
Authority: JP
Inventors: 明久井上; 宝龍沈
Original assignee: Japan Science and Technology Agency; National Institute of Japan Science and Technology Agency
Current assignee: Japan Science and Technology Agency; National Institute of Japan Science and Technology Agency
Priority date: 2003-08-27
Filing date: 2003-08-27
Publication date: 2007-09-26
Anticipated expiration: 2023-08-27
Also published as: JP2005068451A

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コア材に使用できる軟磁気特性に優れたＦｅ基軟磁性バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、磁気ヘッドのコア若しくはパルスモータの磁心又はトランスやチョークコイルなど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などである。したがって、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、前述の用途に対する材料として、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てきた。
【０００３】
前記のセンダストは、低保磁力、高透磁力などの軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が約１．１Ｔ程度と低い欠点があり、パーマロイも同様に、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、軟磁気特性に劣る欠点がある。
【０００４】
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。
Ｃｏ基の非晶質合金は、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が１Ｔ程度と不十分である。また、液体急冷法で製造したＦｅ−Ｂ−Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系等の非晶質合金は、飽和磁束密度が高く、１．５Ｔ又はそれ以上のものが得られるが、軟磁気特性が不十分な傾向がある。更に、非晶質合金の熱安定性は十分ではなく、未解決の面がある。以上のことから、従来の材料では、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。
【０００５】
そこで、Ｆｅ系合金に非晶質化元素とＣｕを添加して非晶質薄帯を製造し、これを熱処理して一部結晶化させる軟磁性薄帯の製造方法が知られている（特許文献１〜８）。これらの特許出願に係る発明の合金は、非晶質相と微細な結晶相を混在させたものであり、優秀な軟磁気特性と高い飽和磁束密度と高硬度を兼ね備えるものであった。
【０００６】
これらのＦｅ基軟磁性ナノ結晶合金は、液体急冷法により作製されたアモルファス合金を結晶化させることにより実現したものである。したがって、試料の大きさは液体急冷により作製されたアモルファス合金の寸法に左右される。すなわち、従来のＦｅ基アモルファス合金は、アモルファス形成能が低いため、得られる試料の形状は薄帯、薄膜、粉末、線材に限定され、バルク状試料の作製はできなかった。このため、このような材料を用いた電磁変換機器は高価であまり普及していない。
【０００７】
本発明者らは、１９９５年に初めて銅鋳型鋳造法によりＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂからなる組成のＦｅ基軟磁性バルクガラス合金を開発した。その後引き続き、Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）−（Ａｌ，Ｇａ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ、Ｆｅ−（Ｃｒ，Ｍｏ）−Ｃ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｎｂ等のＦｅ基軟磁性バルクガラス合金を開発した（例えば、特許文献９〜１９、非特許文献１）。
【０００８】
【特許文献１】
特願昭６２−３１７１８９号（特公平４−４３９３号公報）
【特許文献２】
特願平４−３３５５２４号（特開平７−１１３９６号公報）
【特許文献３】
特願平３−４２０５１号（特開平４−２８０９４９号公報）
【特許文献４】
特願平３−３６０３２１号（特開平６−１７２０４号、特許第３３５７３８６号公報）
【特許文献５】
特願平３−２２７９１号（特開平５−９３２４９号、特許第２８５７２５７号公報）
【特許文献６】
特願平９−１２４８０３号（特開平１０−６０６０７号、特許第３３１５９９３６号公報）
【特許文献７】
特願平７−１８２９１号（特開平７−２５８７２８号公報）
【特許文献８】
特願平７−１６６５７９号（特開平９−２０９６５号公報）
【特許文献９】
特願平８−２４３７５６号（特開平９−３２０８２７号公報）
【特許文献１０】
特願平９−３５３４２号（特開平１０−２２６８５６号公報）
【特許文献１１】
特願平９−２３５２７７号（特開平１１−７１６４７号公報）
【特許文献１２】
特願平１０−１１７９８号（特開平１１−１３１１９９号公報）
【特許文献１３】
特願平１１−６０９１２号（特開２０００−２５６８１２号公報）
【特許文献１４】
特願平１１−３３０６９９号（特開２００１−１５２３０１号公報）
【特許文献１５】
特願２０００−７９０５５号（特開２００１−２６２２９２号公報）
【特許文献１６】
特願２０００−２８９４９１号（特開２００１−３１６７８２号公報）
【特許文献１７】
特願２０００−２９３５７６号（特開２００２−１０５６０７号公報）
【特許文献１８】
特願２０００−３９１５６７号（特開２００２−１９４５１４号公報）
【特許文献１９】
特願２００１−１９７１５７号（特開２００２−２２６９５６号公報）
【非特許文献１】
Ａ．ＩｎｏｕｅａｎｄＢ．Ｌ．Ｓｈｅｎ，Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．４３，７６６（２００２）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
電子・電気機器の小型化、高性能化に対応するために、より高性能の軟磁性合金材料が望まれている。従来のアモルファス薄帯に代わるバルク金属ガラスにおいて、さらに優れた軟磁気特性を保持しつつ形状の自由度を高めることが可能になれば、アモルファスないしナノ結晶軟磁性金属の応用分野は格段に拡大し、ひいては省エネ、省資源、地球温暖化対策にも効果が期待できるものと考えられる。本発明は、前記事情を背景になされたものであり、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系バルク金属ガラス合金において、さらに優れた軟磁気特性を有し、バルク試料の作製が容易であるＦｅ基軟磁性合金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】
本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成について探査した結果、Ｆｅ_{１００−ａ−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ}Ｃｏ_ａＳｉ_ｘＢ_ｙＣｕ_ｚＮｂ _ｗ（５≦ａ≦３２（原子％）、２≦ｗ≦８（原子％）、５≦ｘ≦１５（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子％）、０．０１≦ｚ≦４（原子％）である）系合金において、明瞭なガラス遷移と広い過冷却液体域を示し、ガラス形成能がより高い合金組成を見出した。さらに、銅鋳型鋳造法により得られたガラス相の体積分率が１００％のそれらバルク金属ガラス合金を結晶化させ、優れた軟磁気特性を示すＦｅ基バルク非晶質・ナノ結晶二相合金が得られ、本発明を完成するに至った。なお、本件明細書において「バルク」とは径又は厚みが０．７５ｍｍ以上の合金をいう。
【００１１】
上記の合金組成において、銅鋳型鋳造法により直径又は厚みが１ｍｍ〜２ｍｍの金属ガラス合金が作製できる。これらの金属ガラス合金はこれまでの金属ガラス合金と違って、Ｃｕ元素を含有するため、示差走査熱量計（ＤＳＣ）で測定した結果、ガラス遷移Ｔｇを示す前に、Ｃｕクラスタの凝集Ｔｐが現れ、それらＣｕクラスタは結晶核として均一に分散し、熱処理を加えると、ナノ結晶が均一に析出することができる。
【００１２】
作製した金属ガラスのΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘは２０Ｋ以上、好ましくは２５Ｋ以上で、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．５９以上、好ましくは０．６１以上である。
【００１３】
上記バルク金属ガラス合金を５５０〜６７０℃の温度範囲で加熱した後、急冷する熱処理によって結晶化させることによって析出した、平均結晶粒径３０ｎｍ以下、その結晶粒の体積分率が約４０〜８５％のＦｅ、Ｃｏの固溶体である微細なｂｃｃ結晶粒からなるナノ結晶相と、ｂｃｃ結晶粒の粒界に存在する粒界非晶質相の二相を主体とする微結晶合金、すなわち、バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の作製ができる。
【００１４】
また、このバルク非晶質・ナノ結晶二相合金は、飽和磁束密度（Ｂｓ）が１Ｔ以上、１．８Ｔ以下、保磁力（Ｈｃ）が１０Ａ／ｍ以下、０．５Ａ／ｍ以上、１ＫＨｚでの透磁率（μｅ）が１０，０００以上、６０，０００以下、の軟磁気特性を有する軟磁性合金である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の実施の形態を説明する。本発明の製造方法で得られる合金の上記合金組成は、基本的に下記６種の元素を構成要素としている。Ｆｅ：軟磁性バルクナノ結晶合金の基となる元素、Ｃｏ：磁性を担うとともにガラス形成能を高める元素、Ｎｂ：ニオブ、Ｓｉ：けい素、Ｂ：ホウ素、Ｃｕ：銅。
【００１６】
これら元素の構成比率は、Ｃｏが３原子％〜３２原子％の範囲であり、Ｎｂは２原子％〜８原子％の範囲内であり、Ｓｉは５原子％〜１５原子％の範囲内であり、Ｂも同じく５原子％〜１５原子％の範囲内であり、Ｃｕは０．０１原子％〜４原子％の範囲内である。
【００１７】
本発明のＦｅ基バルク非晶質・ナノ結晶二相合金は、銅鋳型鋳造法により作製されたＦｅ基バルク金属ガラス合金を結晶化させることにより実現した。したがって、試料の大きさは合金のガラス形成能に左右される。このＦｅ基バルク金属ガラス合金において、前記の各元素群は一体となって非晶質合金を形成しているが、それぞれの元素群は下記の特性に寄与していると考えられる。
【００１８】
Ｆｅ：合金の基となり磁性を担う。
Ｃｏ：これも磁性を担う元素であるが、特に、５原子％以上配合されるとガラス形成能を示す過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが増大し、ガラス状態が得やすくなる。ただし、３２原子％を超えると過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが減少し好ましくない。Ｃｏは、より好ましくは、７．５原子％〜２０原子％である。
【００１９】
このように、Ｆｅの一部をＣｏに置換すると、合金のガラス形成能が向上するのみならず、熱処理によりｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相が析出して、合金の誘導磁気異方性も増大する。この誘導磁気異方性は合金の高周波領域での軟磁気特性を維持することができる。Ｃｏを多くするにつれてガラス遷移温度は高まり、過冷却液体温度範囲はわずかに小さくなる。ＦｅをＣｏの最適量で置換することによって、銅鋳型鋳造法によるガラス形成能を高めることができ、引き続いて熱処理することによって得られるナノ結晶ｂｃｃバルク合金はＣｏを含有しないＦｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｎｂ−Ｃｕ合金と比べて軟磁性が向上する。
【００２０】
Ｎｂ：過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを拡大する効果があり、非晶質を形成しやすくする効果がある。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金において、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効果を持つと考えられ、組織の微細化に不可欠である。しかし、Ｎｂの添加量が２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。Ｎｂの添加量が８原子％を超えると、Ｎｂ−Ｂ系又はＦｅ−Ｎｂ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。よって、Ｎｂの添加範囲を２〜８原子％とした。
【００２１】
また、Ｎｂ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、製造時に酸化し難いものである。よって、Ｎｂ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。Ｎｂを添加して前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坩堝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。
【００２２】
Ｓｉ：ガラス形成能の向上に効果があり、また、軟磁気特性の改善にも効果がある。配合量は５原子％未満ではガラス形成能と軟磁気特性の向上に効果がないため好ましくない。また、１５原子％を超えると磁気特性が低下し、特に、磁化が低下するため好ましくない。より好ましいＳｉの含有量は７原子％〜１３原子％である。
【００２３】
Ｂ：ホウ素には本発明合金のガラス形成能を高める効果、及び前記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、このためホウ素添加は必須である。ホウ素の添加量が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、ホウ素の添加量が１５原子％を超えると、Ｂ−Ｎｂ系及びＦｅ−Ｂ系において、ほう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、適切な量のホウ素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２０ｎｍ以下に調整することができる。より好ましいホウ素の含有量は９原子％〜１４原子％である。また、Ｓｉ＋Ｂにおいては、より好ましい含有量は１５原子％〜２５原子％である。
【００２４】
また、本来、α−Ｆｅに対してＺｒ、Ｈｆはほとんど固溶しないが、前記組成の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、合金の磁歪を小さくできる。
【００２５】
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Ｎｂを固溶することで、軟磁性を劣化させるＦｅ−Ｎｂ系化合物の生成を抑制すると考えられる。よってＦｅ−Ｚｒ（Ｈｆ）系の合金にホウ素を添加することが重要となる。
【００２６】
Ｃｕ：バルクガラス合金の形成に最適なホウ素含有量を減らして微量のＣｕを添加すると、ガラス形成能とともに結晶化モードが一段階から二段階に変化する。二段階の結晶化により残留するガラス相に埋め込まれたナノ結晶ｂｃｃ相が形成される。ナノ結晶ｂｃｃ合金は良好な軟磁性をもたらす。本発明においては、Ｃｕを０．０１原子％〜４原子％含むことが好ましい。添加量が０．０１原子％より少ないと前記の熱処理工程により優れた軟磁気特性を得ることが難しく、４原子％を超えると磁化が低下するため好ましくない。
【００２７】
本発明のＦｅ基非晶質軟磁性合金はガラス転移点Ｔｇを有し、このガラス転移点Ｔｇと結晶化開始温度Ｔｘとの差、すなわちΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス転移点である）の式で表される過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが、２０Ｋ以上であり、２５Ｋ以上とされていることが好ましい。また、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．５９以上、より好ましくは０．６１以上である。これらの条件を充たす組成物は、溶融状態から冷却するとき、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを経過した後に、ガラス転移点Ｔｇに至って非結晶質のいわゆる金属ガラス合金を形成する。
【００２８】
本発明の上記合金組成において、組成域からのずれにより、ガラス形成能が劣り、溶湯から凝固過程にかけて、結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が混在した組織になる。また、この組成範囲から大きく離れると、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【００２９】
本発明の上記合金組成において、ガラス形成能が高いため、銅鋳型鋳造すると直径最大２ｍｍの金属ガラス丸棒が作製できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡糸法により、直径０．５５ｍｍまでの細線、アトマイズ法により、直径０．６ｍｍまでの粒子の金属ガラスを作製できる。
【００３０】
それらバルク金属ガラス合金に上記熱処理工程を施すと、軟磁性バルクナノ結晶合金を得ることができる。なお、特に規定しない限り、以下に示す実施例では、５５０〜６５０℃の温度で１０分間保持後、水焼入れした後の磁気特性を示す。
【００３１】
本発明に係る合金は、後述する種々の組成を有し、体積分率でその組織の少なくとも４０％以上が、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の体心立方構造（ｂｃｃ構造）、より好ましくは平均結晶粒径２０ｎｍ以下の体心立方構造の微細なナノ結晶粒からなる結晶相と、その粒界に存在する粒界非晶質相とを主体としてなる組織を有する。ｂｃｃ微細結晶が多いほうが、飽和磁化は高くなる。一方、粒界相である残存アモルファス相は結晶粒成長を抑制する役割があり、一定の量を保つ必要があるので、微細な結晶粒からなる結晶相の割合の上限は体積分率で８５％程度が好ましい。
【００３２】
前記組成と組織を有する合金を製造するには、前記組成になるように合金原料を混合して溶解し合金溶湯を得た後、銅鋳型鋳造法を実施する。この銅鋳型鋳造法により非晶質状態のバルク状の試料を得ることができる。このバルク状試料を得たならば、試料に対し、５５０〜６７０℃で加熱した後に急冷、好ましくは水焼入れする熱処理を行う。もし、空冷や炉冷すると、熱量の発散が遅くなり、結晶粒が余熱により成長し、軟磁気特性に悪い影響を齎す。そこで、本発明は、水焼き入れの方法で、バルク材の熱を一気に奪うようにする。
【００３３】
この金属ガラス合金は熱処理によって第一、第二の２段階の発熱反応によって結晶化する。第一の段階は約１０ｎｍの結晶粒径を有するナノスケールのｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相の析出である。第二の段階は残留した非晶質相の（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｂ，（Ｆｅ，Ｃｏ）_２３Ｂ_６，（Ｆｅ，Ｃｏ）_３Ｓｉ及び（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｎｂ相への分解である。５５０℃未満の温度で熱処理すると、温度が低いため、析出したｂｃｃ結晶粒の含有量が少なく、飽和磁化は低下する。
【００３４】
一方、６７０℃を超える温度では、第二の発熱ピークの温度範囲に入るため、この温度範囲内で熱処理を施すと、ｂｃｃ結晶粒の他に、第二の発熱ピークによる（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｂ，（Ｆｅ，Ｃｏ）_２３Ｂ_６，（Ｆｅ，Ｃｏ）_３Ｓｉ及び（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｎｂなど化合物が析出し、軟磁気特性に悪い影響を与え、保磁力が増大して透磁率が低下する。この熱処理温度は、より好ましくは、５８０〜６３０℃である。この熱処理により非晶質相の中に微細結晶相が析出して本発明に係る組織の合金薄帯を得ることができ、この熱処理によりバルク合金の軟磁気特性が向上する。
【００３５】
前記組成の軟磁性合金は、１．０〜１．８Ｔ（テスラ）程度の高い飽和磁束密度（Ｂｓ）を発揮し、保磁力（Ｈｃ）が１０Ａ／ｍ以下、０．５Ａ／ｍ以上、しかも、１ｋＨｚで１００００以上の高い透磁率（μｅ）を示すものとなる。また、組成によっては透磁率として１ｋＨｚで３０，０００〜６０，０００の優れた値を得ることができる。
【００３６】
【実施例】
実施例１〜１１、比較例１〜８
以下、実施例及び比較例に基づき本発明を具体的に図面を参照して説明する。表１に示すような組成になるように材料を調製し、銅鋳型鋳造法を実施し、バルク合金を得た。表１に、実施例１〜１１、比較例１〜８の合金組成及び示差走査熱量計を用いて測定したガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）の差であるＴｘ−Ｔｇ（Ｋ）を示す。また、試料中に含まれるガラス相の率（Ｖｆ−体積分率（Ｖｆ−ａｍｏ．）は、示差走査熱量計を用いて、結晶化による発熱量を完全ガラス化した単ロール型液体急冷法による薄帯との比較により評価した。また、熱処理後の平均結晶粒径およびナノ結晶粒の体積分率は透過電子顕微鏡観察結果から得られた。
【００３７】
得られたバルク金属ガラス合金を５５０〜６５０℃で１０分間加熱後、水焼入れを施して各軟磁性合金試料を得、これらの軟磁性合金試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び透磁率μｅ（１ｋＨｚ）はそれぞれ試料振動型磁力計（ＶＳＭ）、直流Ｂ−Ｈループトレーサー及びインピーダンスアナライザーにより測定した。また、各実施例及び比較例の鋳造塊のガラス化の確認及び熱処理後の組織観察をＸ線回折法及び透過電子顕微鏡観察で行った。それらの結果を表１にまとめて示す。また、表１に平均結晶粒径、ナノ結晶粒の体積分率を示す。
【００３８】
【表１】

【００３９】
本発明の実施例１〜１１は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘは２７〜３７Ｋであり、また、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．６１〜０．６３であるため、直径１ｍｍ〜２ｍｍの鋳造塊でガラス相の体積分率（Ｖｆ−ａｍｏ．）は１００％である。
【００４０】
それらバルク金属ガラス合金に上記の熱処理工程を施すと、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の結晶粒が均一に析出し、ナノ結晶バルク材を得ることができる。
【００４１】
これに対して、比較例１、２はＣｏの含有量が３２ａｔ％を超えたため、ガラス遷移が現れず、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料は一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４２】
比較例３はＣｏが含有されないため、銅鋳型鋳造で０．５ｍｍのバルクアモルファス材しか作製できず、それ以上の直径では、結晶質であった。
比較例４はＣｕが含有されないため、直径１ｍｍのバルク金属ガラスは作製できるが、Ｃｕクラスタが存在しないため、熱処理後均一なナノ結晶組織は得られず、粗粒材であり、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４３】
比較例５の合金は、Ｎｂの含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｂの含有量が１６．５ａｔ％と高く、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料は一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４４】
比較例６の合金は、Ｎｂの含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｓｉの含有量が４ａｔ％と少なく、一方、Ｂの含有量が１９．５ａｔ％と高く、直径０．５ｍｍ鋳造棒で結晶質であった。それらの試料も一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４５】
比較例７、８の合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｕ元素の含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｎｂの含有量が少なすぎるか多すぎるので、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料も一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４６】
比較例９の合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｂ、Ｎｂの含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｃｕ元素が５ａｔ％と多く、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料も一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４７】
図１に、実施例１、３、４、５、６、７及び比較例１，２の示差走査熱量計（ＤＳＣ）の測定結果を示す。図１に示すように、キュリー温度（Ｔｃ）が現れた後、Ｃｏの含有量が３０ａｔ％までは、Ｃｕ元素の凝集（Ｔｐ）後、ガラス遷移Ｔｇが現れる一方、Ｃｏの含有量３５ａｔ％、４０ａｔ％の組成では、Ｃｕ元素の凝集後、ガラス遷移は現れなかった。
【００４８】
図２に、実施例１、３、４、５、６、７のバルクガラス合金の熱処理後のＸ線回折図形を示す。図２に示すように、熱処理後の試料は、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相のみが析出している。
【００４９】
図３に、その一例として、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルク合金における熱処理前後のＸ線回折図形を示す。図３に示すように、熱処理前の試料はアモルファス特有のハロー図形を示し、アモルファス構造を有することがわかる。一方、熱処理後の試料は、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相のみが析出したことがわかる。
【００５０】
図４に、上記熱処理後の試料の透過電子顕微鏡観察結果を示す。図４に示すように、均一に析出している直径約１０ｎｍ、体積分率約７５％の球状ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）ナノ結晶及び結晶粒の間に残留した幅約２ｎｍのアモルファス相が観察され、バルクナノ結晶合金の作製が可能であることが確認された。
【００５１】
実施例１２
実施例３と同じ組成を有する溶融合金を通常のメルトスピン法で急冷凝固し、厚さ０．０３ｍｍ、幅２ｍｍのリボン材を作製し、実施例３と同じく水焼入れした。図５に、試料振動型磁力計を用いて測定した実施例３により得られた直径２ｍｍのバルクナノ結晶合金と本実施例のリボン材のＢ−Ｈヒステリシス曲線を示す。図５に示すように、バルクナノ結晶合金はリボン材と同じく、軟磁気特性を示している。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、実施例１、３、４、５、６、７及び比較例１、２の示差走査熱量計（ＤＳＣ）の測定結果を示すグラフである。
【図２】図２は、実施例１、３、４、５、６、７のバルクガラス合金の熱処理後のＸ線回折図形を示すグラフである。
【図３】図３は、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルク合金における熱処理前後のＸ線回折図形を示すグラフである。
【図４】図５は、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルク合金における熱処理後の試料の透過電子顕微鏡観察結果を示す図面代用写真である。
【図５】図５は、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルクナノ結晶合金と実施例１２により得られたリボン材のＢ−Ｈヒステリシス曲線を示すグラフである。

Claims

Ｆｅ_{１００−ａ−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ}Ｃｏ_ａＳｉ_ｘＢ_ｙＣｕ_ｚＮｂ _ｗ（５≦ａ≦３２（原子％）、２≦ｗ≦８（原子％）、５≦ｘ≦１５（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子％）、０．０１≦ｚ≦４（原子％）である）で示される組成になるように合金原料を混合して溶解し合金溶湯を得た後、
銅鋳型鋳造法によって径又は厚みが０．７５ｍｍ以上で、ガラス相の体積分率が１００％の鋳造塊からなり、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘが２０Ｋ以上で、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．５９以上であるバルク金属ガラス合金を製造し、
これを５５０〜６７０℃の温度範囲で加熱した後、急冷することによりバルク金属ガラス合金を結晶化させて、Ｆｅ、Ｃｏの固溶体である平均結晶粒径が３０ｎｍ以下、体積分率で４０〜８５％のｂｃｃ結晶粒からなるナノ結晶相と、ｂｃｃ結晶粒の粒界に存在する粒界非晶質相の二相を形成させる
ことを特徴とするＦｅ基軟磁性バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の製造方法。
前記二相合金は、飽和磁束密度（Ｂｓ）が１Ｔ以上、１．８Ｔ以下、保磁力（Ｈｃ）が１０Ａ／ｍ以下、０．５Ａ／ｍ以上、１ＫＨｚでの透磁率（μｅ）が、１０，０００以上、６０，０００以下、であることを特徴とする請求項１記載のＦｅ基軟磁性バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の製造方法。