JP5656114B2 - 超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯および磁心 - Google Patents

Description

本発明は、主として配電用トランスなどに用いられる低鉄損のFe基アモルファス合金やナノ結晶合金の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯およびこれらの材料から製造された高性能な磁心に関する。

配電用トランスなどの磁心に用いられる軟磁性材料としては、けい素鋼板やＦｅ基アモルファス合金等が知られている。けい素鋼板は、材料が安価で磁束密度は高いが、アモルファス合金に比べると磁心損失が大きいという課題がある。アモルファス合金は、通常液相や気相から急冷し製造され、結晶が存在しないため結晶磁気異方性が存在せず、優れた軟磁気特性を示すことが知られている。アモルファス合金の中で比較すると飽和磁束密度Ｂｓが高いＦｅ基アモルファス合金は、軟磁性に優れ低損失であるため、Ｆｅ基アモルファス合金は、配電用トランスなどの磁心材料として使用されている（例えば、特許文献１参照）。一方、磁歪が小さく軟磁性が非常に優れているＣｏ基アモルファス合金は、Ｆｅ基アモルファス合金に比べて飽和磁束密度が低いため、配電トランスなどの電力用トランスの用途には適していないが、その特長を活かし磁気ヘッド、可飽和コアや電流センサなどの磁心材料として使用されている。

アモルファス合金は、工業的には通常単ロール法などの超急冷法により製造される。単ロール法は、合金溶湯をノズルから高速に回転している合金製の冷却ロール上に噴出し合金薄帯を製造する方法である。量産性に優れているため、アモルファス合金の製造に一般的に使われている。アモルファス合金を量産する場合には、生産性を向上し材料コストを低減するため、広幅のアモルファス合金薄帯を長時間製造することにより、連続のアモルファス合金薄帯を作製した後に、この連続合金薄帯に対して、必要に応じてスリットや切断などの加工を行い、加工後のアモルファス合金薄帯を用いて磁心に成形し、熱処理を行い製品とする。配電用トランスなどに用いられるアモルファス合金薄帯は、広幅である必要があり、通常１００ｍｍ幅以上の広幅材が使用される。現状では、最大２１０ｍｍを超えるような広幅のアモルファス合金薄帯も製造されている。

配電用トランス等に用いられているＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金などのＦｅ基アモルファス軟磁性合金は、磁気ヒステリシスが小さく低保磁力でヒステリシス損失が小さい。しかしながら、鉄損値からヒステリシス損失を引いた、広義の渦電流損失は、一様磁化を仮定し求められる古典的渦電流損失の数十倍から１００倍も大きいことが知られている。この増加分は、異常渦電流損失あるいは過剰損失と呼ばれており、主に不均一磁化変化に起因し、アモルファス合金の磁区幅が大きいことが原因であると考えられている。
したがって、この渦電流損失を低減し、更に鉄損を低減するため、以下に述べるような種々の磁区細分化手法による鉄損低減が試みられている。

Ｆｅ基アモルファス合金薄帯の異常渦電流損失を低減し、鉄損を低減する方法として、機械的にアモルファス合金薄帯表面を罫書くスクラッチ方法（特許文献２参照）や、レーザ光をアモルファス合金薄帯表面に照射し、局部的に溶解・急冷凝固させ磁区を細分化するレーザスクライビング法などが知られている（特許文献３参照）。

特許文献３には、パルスレーザをアモルファス合金薄帯の幅方向に照射することにより、このアモルファス合金薄帯の表面を局部的かつ瞬間的に溶解し、次いで急冷凝固させてアモルファス化させた円ないし楕円状の領域（レーザスポット）を点列状に形成することにより磁区を細分化する方法が開示されている。
しかしながら、これらのレーザ照射法を、電磁鋼板よりも板厚が一桁程薄い、板厚が２０μｍ〜５０μｍ程度のＦｅ基アモルファス合金やＦｅ基ナノ結晶合金等の超急冷Ｆｅ基合金薄帯に適用した場合、単位重量当たりの処理量は著しく小さくなり生産性が悪いという課題がある。

一方、特許文献４には、単ロール法によりアモルファス合金薄帯を製造する際に薄帯表面に縞状波（波目模様状の形状的な欠陥）を形成して、縞状波のピッチや縞状波の強さをある範囲に制御することにより磁区細分化し渦電流損失を低減し、鉄損低減を図る方法が開示されている。合金薄帯表面にこのような形状的欠陥ができる理由は、単ロール法などでアモルファス合金薄帯を製造する際に、ノズルから冷却ロール上に出湯され形成される溶湯パドルが、安定せず振動し、凝固した合金薄帯上にある間隔の縞状（波目模様状）の形状的欠陥が形成するためであると考えられている。この場合、合金薄帯製造時に薄帯表面に形状的欠陥を形成させることができるため、製造した合金薄帯に対して、レーザ処理などの処理を行ない形状的欠陥を形成する方法に比べ生産性に優れている。

特開２００６−４５６６２号公報 特公昭６２−４９９６４号公報 特公平３−３２８８６号公報 特開昭６１−２４２０８公報

超急冷Ｆｅ基軟磁性合金材料の鉄損を低減させるために、アモルファス合金などのＦｅ基軟磁性合金薄帯を製造する際に、薄帯長手方向に対してほぼ一定間隔で、薄帯表面に薄帯幅方向に向かって波目模様状の形状的欠陥部を形成し、磁区を細分化して鉄損を低減させる方法が知られている。しかし、２０ｍｍ幅以上の広幅の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯（以下、単に薄帯と言う。）、特に５０ｍｍ幅以上の広幅の薄帯を製造する場合には、この波目模様状の形状的欠陥が形成されない領域が生じやすくなり、この領域の割合が製造ロットにより変化するため、磁界中熱処理後の鉄損のばらつきが大きくなるだけでなく、十分鉄損が低減されないという課題があることが分った。このような領域ができる理由は、十分明らかにはなっていないが、ノズル先端部の変形や溶湯に温度分布ができるなどが原因となり、ノズルスリット部から出た合金溶湯が冷却ロール上に噴出し、形成される溶湯パドルの形状が幅方向で一定でなくなることに起因していると思われる。このような超急冷合金薄帯製造装置において、ノズルとロール間のギャップを広げるなど、製造条件を変えると、幅方向に向かって走る波目模様状の形状的欠陥を幅方向全領域に形成させることができる。しかし、このような装置で作製された薄帯は、形状的欠陥部の凹部欠陥が非常に深くなっている部分と浅い部分が混在するようになる。このようなとき、鉄損は低減されるが、一方で凹部の深い欠陥の影響で励磁電力が大きくなる課題がある。このため、このような超急冷薄帯製造装置においても、広幅の薄帯を製造した場合、安定した低鉄損と低励磁電力を実現し、これらの特性ばらつきを低減することが望まれている。

そこで、本発明は、広幅の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯において、鉄損や励磁電力のばらつきが小さく、低鉄損で低励磁電力の、変圧器鉄心などに好適な超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯およびこれを用いた磁心を提供することを目的とする。

本発明は、超急冷凝固法により製造した幅２０ｍｍ以上の広幅のＦｅ基軟磁性合金薄帯であって、前記Ｆｅ基軟磁性合金薄帯の自由凝固面側の長手方向に対してほぼ一定間隔で、薄帯表面に薄帯幅方向に向かって波目模様状の形状的欠陥が形成されており、同時に前記薄帯の全幅に対して前記波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分が存在し、当該波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分には、前記薄帯表面の薄帯幅方向にレーザ光照射による凹部が形成されている超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯である。

本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、前記波目模様状の形状的欠陥が薄帯の全幅に対して５０％以上、９５％以下形成していることが好ましい。
前記凹部が点列状であることは好ましい。

本発明は、前記超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯を積層又は巻き回して製造した磁心である。このとき、磁心の磁路方向の磁界中で熱処理されていることは好ましい。

本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、鉄損や励磁電力ばらつきが小さく、低鉄損で低励磁電力の、変圧器鉄心などに好適な超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯となる。

本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯の自由凝固面表面の形態を模式的に示した図である。 本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯の波目模様状の欠陥部を含む自由凝固面表面を長手方向に測定した表面粗さプロファイルを示した図である。 レーザ光照射により本発明に係る超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯の表面に形成されたレーザ照射部のスポットおよびスポット断面の形態の一例を示した図である。

以下、本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯を実施するための形態について説明する。
図１に本発明に係る薄帯の自由凝固面の表面の形態の模式図、図２に本発明に係る薄帯の波目模様状の欠陥部を含む自由凝固面の表面の表面粗さプロファイルの一例を示す。また、図３にレーザ光照射により本発明に係る薄帯の表面に形成されたレーザ照射部のスポットおよびスポット断面の形態の一例を示す。

本発明に係る薄帯において、波目模様状の欠陥は薄帯の全幅に対して５０％以上９５％以下形成しているのが好ましい。これは、５０％未満であると生産性が非常に落ちるためであり、９５％を超えるとレーザ光照射による鉄損低減の効果が小さくなってしまうためである。レーザ光の照射は、通常は薄帯の熱処理前に行うが、熱処理後に行っても良い。レーザ光を照射する面は、自由凝固面側、ロール接触面側どちらでもほぼ同等の効果が得られる。ただ、波目模様状の形状的欠陥は主として自由面側に形成されるので、自由面側にレーザ光照射を加え、波目模様状の形状的欠陥がない領域に凹部を形成した方が処理しやすい。ここで、レーザ光照射により形成する凹部は、形状的欠陥が形成されていない部分だけに形成するのが望ましいが、波目模様状の形状的欠陥部が形成されている境界の領域に凹部が一部形成されても、同等の効果が得られるので本発明と同一と見なすことができる。ただ、その領域は波目模様状の欠陥が存在する領域の２０％以下であることが望ましい。２０％を超えると励磁電力が増加するため好ましくない。また、この凹部は、波目模様状の形状的欠陥の延長線上に必ずしもある必要はない。

レーザ光照射により形成した凹部列の長手方向間隔Ｌ_２は一般に２〜２０ｍｍで良く、より好ましくは３〜１０ｍｍである。幅方向凹部列では、凹部は間隔をあけて配列されていても、隣接する凹部が重複するように配列されていても良い。一般に幅方向凹部列における凹部の数密度は２〜２５個／ｍｍであり、好ましくは４〜２０個／ｍｍである。
また、前記波目模様状の形状的欠陥の長手方向に対する間隔Ｌ１が１ｍｍ以上５ｍｍ以下、薄帯の厚さＴが１５μｍ以上３５μｍ以下、形状的欠陥の凹部と凸部の差ｔと厚さの比ｔ／Ｔが０．０２以上０．２以下の範囲にある場合、低い鉄損が得られるため好ましい。

レーザ光照射により形成された各凹部の周囲には、通常ドーナツ状突起部が形成され、ドーナツ状突起部はレーザ光の照射により溶解した合金の飛散物が実質的にない滑らかな表面を有する。高さｔ_２が２μｍ以下であり、かつ突起部高さｔ_２と凹部深さｔ_１の和をｔ_ｔとすると、ｔ_ｔと前記薄帯の厚さＴとの比ｔ_ｔ／Ｔが０．２５以下であるとラミネーションファクタを高く維持し、励磁電力の増加を抑制しつつ鉄損を低減できるため、特に好ましい結果が得られる。前記ドーナツ状突起部の高さｔ_２が０．５〜２μmである場合に、特に低い鉄損が得られる。

また、レーザ光照射により形成された凹部が、点列状であると、励磁電力の増加が抑えられるため、より好ましい結果が得られる。レーザ光は、パルスレーザ光をファイバーレーザにより発生させるのが好ましい。集光性が高く小さなスポットに集光できるファイバーレーザは熱的影響が少ないので、凹部の周囲に、溶解した合金の飛散物が形成されるのを抑制することができ、もって滑らかな表面を有するドーナツ状突起部を形成することができる。また焦点深度を長くとれるので、高精度な深さ制御が可能であり、薄い合金薄膜に対しても凹部を浅くすることができる。

本発明において、超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ−ＰなどのＦｅ基アモルファス合金薄帯やナノ結晶軟磁性材料用のＦｅ−Ｃｕ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ−Ｐ、Ｆｅ-Ｃｕ-Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐなどの合金薄帯である。

合金薄帯中の不可避不純物としてはＮ、Ｏ、Ｓなどがあり、これらの元素を微量含むことができる。また、Ｆｅ量の５０％未満をＣｏ、Ｎｉから選ばれた少なくとも１種の元素で置換することができる。Ｃｏ、ＮｉをＦｅと置換することにより、誘導磁気異方性を制御することが可能である。また、ＣｏをＦｅと置換する場合は飽和磁束密度を向上する効果もある。また、Ｂ、Ｓｉ、ＣやＰなどの元素の総量の５０％以下をＡｌ、Ｇａ、Ｇｅから選ばれた少なくとも１種の元素で置換することができる。これらの元素を置換することにより、磁歪や磁気特性を調整することができる。また、必要に応じてＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ａｇ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｓｃ、Ｒｅ、Ａｕ、白金族元素、Ｙ、希土類元素から選ばれた少なくとも１種の元素を含むことができる。

また、上記ナノ結晶軟磁性材料用のＦｅ−Ｃｕ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｐ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ−Ｐ、Ｆｅ-Ｃｕ-Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｂ−Ｓｉ−Ｂ−Ｐ系アモルファス合金などを作製後、結晶化温度以上の温度領域まで加熱し熱処理を施し、結晶粒径５０ｎｍ以下の体心立方構造の結晶粒がアモルファス母相中に分散した組織とし、ナノ結晶粒相が体積分率で５０％以上を占めるナノ結晶軟磁性材料は、軟磁性をアモルファス状態よりも更に改善させることや磁歪を低減させることが可能となる。Ｆｅ基ナノ結晶軟磁性材料では、熱処理後の合金中に存在する結晶粒の結晶粒径を、５０ｎｍ以下となるようにすることが望ましい。これは、結晶粒径が５０ｎｍを超えると軟磁気特性の著しい劣化が起こり好ましくないためである。Ｆｅ基ナノ結晶軟磁性材料において、特に好ましい結晶粒径は５ｎｍ〜２０ｎｍであり、特に優れた軟磁性が得られる。具体的には、前記組成の溶湯を単ロール法等の超急冷技術によって、一旦アモルファス相を主相とする合金を作製後、これを加工し、熱処理を施して平均粒径が５０ｎｍ以下の極微結晶組織を形成し製造する。ナノ結晶軟磁性材料は、Ｆｅ基アモルファス軟磁性合金材料よりも磁歪が小さく、磁心の騒音が小さい、接着や含浸硬化などの処理を行っても劣化が小さいという特徴を有する。

単ロール法等の急冷技術による薄帯の製造や製造された超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯の熱処理は、Ａｒ、Ｈｅ、窒素、一酸化炭素、二酸化炭素の雰囲気中や大気中あるいは減圧下で製造される。特に熱処理を磁界中熱処理とすることにより、誘導磁気異方性によって超急冷Ｆｅ基軟磁性合金の軟磁気特性が改善される。誘導磁気異方性を付与する磁界中熱処理は、熱処理中の一部の期間あるいは全期間磁界を印加しながら熱処理を行う。印加する磁界は、直流、交流、繰り返しのパルス磁界のいずれでも良い。印加磁界は、合金が磁気的に飽和する程度以上の強さとすると、好ましい結果が得られる。磁界中熱処理により、高角形比の角形性の良好なＢ−Ｈループや低角形比の直線性の良いフラットな形状のＢ−Ｈループを示す材料が得られる。また、回転磁界中熱処理により軟磁気特性を改善することもできる。熱処理は大気中、真空中、Ａｒ、窒素等の不活性ガス中で行うことができるが、特に不活性ガス中で行うことが望ましい。熱処理は、組成によるが通常３５０℃から６５０℃の範囲で行なう。

一定温度で保持する時間は量産性の観点から通常は２４時間以下であり、好ましくは４時間以下である。特に望ましくは１時間以下である。
熱処理の平均昇温速度は０．１℃／ｍｉｎから１０００℃／ｍｉｎが好ましく、より好ましくは１℃／ｍｉｎ以上１０℃／ｍｉｎ以下であり、低保磁力を得ることができる。熱処理は１段処理でなく、多段処理、複数回処理を行っても良い。さらに、合金に直接電流を流して、ジュール熱によって熱処理を施す、高周波励磁し発熱させて熱処理を施すこともできる。また、応力下で熱処理し、誘導磁気異方性を付与しＢ−Ｈループ形状を制御することも可能である。

本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、必要に応じてＳｉＯ_２、ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３等の粉末あるいは膜で合金薄帯表面を被覆する、化成処理により表面処理し絶縁層を形成する、アノード酸化処理により表面に酸化物絶縁層を形成する、樹脂で合金表面を被覆するなどの処理を行うことにより、磁心に用いた場合に層間絶縁性を更に高めることができる。これは特に高周波励磁される場合において層間を渡る渦電流をより一層低減し、高周波における磁心損失を更に改善する効果がある。表面状態が良好でかつ広幅の薄帯から構成された磁心に層間絶縁を適用すると更に著しい高周波磁気特性改善効果が得られる。

もう一つの本発明は、上述した超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯を積層又は巻き回してなる磁心である。この磁心において、薄帯長手方向が磁路方向であり、磁路方向の磁界中で熱処理されている場合、高角形比で低鉄損特性、低励磁電力の変圧器や磁気スイッチなどに適する高角形比で低鉄損特性が得られるため、本発明の効果が特に著しい。更に、磁心を作製する際に必要に応じて含浸やコーティング等を行うことも可能である。
本発明による超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯や磁心は、高周波の用途として特にパルス状電流が流れるような応用品に最も性能を発揮するが、センサや低周波の磁性部品の用途にも使用可能である。特に、磁気飽和が問題となる用途において優れた特性を発揮可能で、高エネルギー密度のパワーエレクトロニクスや電力関連の用途に特に適している。

以下に、本発明を実施例によって具体的に説明するが、これら実施例により本発明が限定されるものではない。
（実施例１）
原子パーセントでＳｉ３．７％、Ｂ１４．３％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる合金溶湯を単ロール法により超急冷して、幅１７０ｍｍ、平均板厚２４．３μｍの薄帯を作製した。作製した薄帯はＸ線回折を行ないアモルファス状態にあることを確認した。ロールは水冷されたＣｕ-Ｃｒ-Ｚｒ合金製であり、製造時のノズルとロール間のギャップは１８０μｍとした。超急冷法により作製されたＦｅ基アモルファス合金薄帯の自由面側には波目模様状の形状的欠陥が形成していたが、一部波目模様状の欠陥が形成していない部分が存在していた。薄帯の平均板厚をＴ、幅方向における薄帯幅に対する波目模様状の欠陥が形成している部分の割合Ｇ、波目模様状の欠陥の長手方向に対する間隔Ｌ_１を表１に示す。また、図２に示す凹部と凸部の差ｔおよびｔ／Ｔを表１に示す。波目模様状の欠陥が形成している部分の割合Ｇは、図１に示すような波目模様状の欠陥が連続している部分の総和の薄帯幅に対する割合で定義される。

次に、波目模様状の欠陥が形成していない部分に図１に示すようにパルスレーザ照射を行ない、点列状のレーザスポットを形成し、本発明の薄帯を作製した。点列状のレーザスポット列間の間隔Ｌ_２、幅方向に並ぶスポット列の数密度をＲ、前記突起部高さｔ_２と凹部深さｔ_１の和ｔ_tと前記薄帯の厚さＴとの比ｔ_t／Ｔを表１に示す。

レーザ光照射を行った上記薄帯を切断し、窒素ガス雰囲気中で磁界中熱処理を行った。磁界中熱処理の際印加した磁界は薄帯長手方向に１５００Ａ／ｍの磁界を印加した。室温から３２０℃まで平均昇温速度５℃／ｍｉｎで昇温し、３２０℃で１時間保持後、平均冷却速度２．５℃／ｍｉｎで１５０℃まで冷却した後、熱処理炉から取り出し、室温まで冷却し磁界中熱処理を行った。熱処理後のアモルファス合金薄帯は、Ｘ線回折の結果、アモルファス相であることが確認された。熱処理後のアモルファス合金薄帯の１．３Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｐ_{１３／５０}と励磁電力Ｓ_{１３／５０}を測定した。その結果を表１に示す。また、比較のためにレーザ光照射の処理を行わなかったアモルファス合金に対して、同様な熱処理を行った場合の１．３Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｐ_{１３／５０}と励磁電力Ｓ_{１３／５０}を表１に示す。
本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、励磁電力Ｓ_{１３／５０}をほとんど増加させずに、鉄損を低減することができるためその効果は著しいものがある。

（実施例２）
表２に示す組成の１２５０℃〜１３５０℃の合金溶湯を、スリット状のセラミックス製のノズルから周速２０〜３５ｍ／ｓで回転するＣｕ-Ｃｒ−Ｚｒ合金製の水冷冷却ロール上に噴出し、幅３０ ｍｍのＦｅ基アモルファス合金薄帯を作製した。ノズル先端部のスリットは、幅３０ｍｍ、スリット間隔０．５〜０．７ｍｍ、ノズル先端とロール間のギャップは１５０〜３００μｍとした。作製した薄帯のＸ線回折を行った結果、アモルファス特有のハローパターンを示しており、作製した合金はアモルファス状態にあることが確認された。また、作製したアモルファス合金薄帯の自由面表面には波目模様状の形状的欠陥が形成されていた。薄帯の平均板厚をＴ、幅方向における薄帯幅に対する波目模様状の欠陥が形成している部分の割合Ｇ、波目模様状の欠陥の長手方向に対する間隔Ｌ_１を表２に示す。また、図２に示す凹部と凸部の差ｔおよびｔ／Ｔを表２に示す。

次に、波目模様状の欠陥が形成していない部分に図１に示すようにパルスレーザ照射を行ない、点列状のレーザスポットを形成し、本発明の薄帯を作製した。点列状のレーザスポット列間の間隔Ｌ_２、幅方向に並ぶスポット列の数密度をＲ、前記突起部高さｔ_２と凹部深さｔ_１の和ｔ_tと前記薄帯の厚さＴとの比ｔ_t／Ｔを表２に示す。

レーザ光照射を行った上記薄帯を切断し、窒素ガス雰囲気中で磁界中熱処理を行った。磁界中熱処理の際印加した磁界は薄帯長手方向に１５００Ａ／ｍの磁界を印加した。室温から３２０℃まで平均昇温速度５℃／ｍｉｎで昇温し、３２０℃で１時間保持後、平均冷却速度２．５℃／ｍｉｎで１５０℃まで冷却した後、熱処理炉から取り出し、室温まで冷却し磁界中熱処理を行った。熱処理後のアモルファス合金薄帯は、Ｘ線回折の結果、アモルファス相であることが確認された。熱処理後のアモルファス合金薄帯の１．３Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｐ_{１３／５０}と励磁電力Ｓ_{１３／５０}を測定した。その結果を表２に示す。また、比較のためにレーザ光照射の処理を行わなかったアモルファス合金に対して、同様な熱処理を行った場合の１．３Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｐ_{１３／５０}と励磁電力Ｓ_{１３／５０}を表２に示す。
本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、励磁電力Ｓ_{１３／５０}をほとんど増加させずに、鉄損を低減することができるためその効果は著しいものがある。

（実施例３）
表３に示す組成の１２５０℃〜１３５０℃の合金溶湯を、スリット状のセラミックス製のノズルから周速２０〜３５ｍ／ｓで回転するＣｕ-Ｃｒ−Ｚｒ合金製の水冷冷却ロール上に噴出し、幅３０ｍｍのＦｅ基アモルファス合金薄帯を作製した。ノズル先端部のスリットは、幅３０ｍｍ、スリット間隔０．５〜０．７ｍｍ、ノズル先端とロール間のギャップは１５０〜３００μｍとした。作製した合金薄帯のＸ線回折を行った結果、アモルファス特有のハローパターンを示しており、作製した合金はアモルファス状態にあることが確認された。また、作製したアモルファス合金薄帯の自由面表面には波目模様状の形状的欠陥が形成されていた。薄帯の平均板厚をＴ、幅方向における薄帯幅に対する波目模様状の欠陥が形成している部分の割合Ｇ、波目模様状の欠陥の長手方向に対する間隔Ｌ_１を表３に示す。また、図２に示す凹部と凸部の差ｔおよびｔ／Ｔを表３に示す。

次に波目模様状の欠陥が形成していない部分に図１に示すようにパルスレーザ照射を行ない、点列状のレーザスポットを形成し、本発明の薄帯を作製した。点列状のレーザスポット列間の間隔Ｌ_２、幅方向に並ぶスポット列の数密度をＲ、前記突起部高さｔ_２と凹部深さｔ_１の和ｔ_tと前記薄帯の厚さＴとの比ｔ_１／Ｔを表３に示す。

レーザ光照射を行った上記薄帯を切断し、窒素ガス雰囲気中で磁界中熱処理を行った。磁界中熱処理の際薄帯長手方向に１５００Ａ／ｍの磁界を印加した。室温から３２０℃まで平均昇温速度５℃／ｍｉｎで昇温し、３２０℃で１時間保持後、平均冷却速度２．５℃／ｍｉｎで１５０℃まで冷却した後、熱処理炉から取り出し、室温まで冷却し磁界中熱処理を行った。熱処理後のアモルファス合金薄帯は、Ｘ線回折の結果、結晶ピークが認められナノ結晶化していることが確認された。透過電子顕微鏡によるミクロ構造観察の結果、ｂｃｃ構造のＦｅを主体とする結晶相は体積分率で５０％から６０％程度であることが分った。熱処理後のナノ結晶合金薄帯の１．５５Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｐ_{１5.5／５０}と励磁電力Ｓ_{１5.5／５０}を測定した。その結果を表３に示す。また、比較のためにレーザ光照射の処理を行わなかったアモルファス合金に対して、同様な熱処理を行った場合の１．５５Ｔ、５０Ｈｚにおける鉄損Ｐ_{１5.5／５０}と励磁電力Ｓ_{１5.5／５０}を表３に示す。
本発明超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、励磁電力Ｓ_{１5.5／５０}をほとんど増加させずに、鉄損を低減することができるためその効果は著しいものがある。

本発明の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯は、トランス、リアクトル、チョークコイルなどの磁心材料に利用できる。また、本発明合金薄帯は特に配電用トランスの磁心に使用した場合、優れた特性を実現することができる。

Claims (5)

1. 超急冷凝固法により製造した幅２０ｍｍ以上の広幅のＦｅ基軟磁性合金薄帯であって、前記Ｆｅ基軟磁性合金薄帯の自由凝固面側の長手方向に対してほぼ一定間隔で、薄帯表面に薄帯幅方向に向かって波目模様状の形状的欠陥が形成されており、同時に前記薄帯の全幅に対して前記波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分が存在し、前記波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分には、前記薄帯表面の薄帯幅方向にレーザ光照射による凹部が形成されていることを特徴とする超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯。
2. 前記波目模様状の形状的欠陥が前記薄帯の全幅に対して５０％以上、９５％以下形成していることを特徴とする請求項１に記載の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯。
3. 前記凹部が点列状であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯。
4. 請求項１乃至請求項３のいずれか一つに記載の超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯を積層又は巻き回してなることを特徴とする磁心。
5. 請求項４に記載の磁心において、前記超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯が、磁路方向の磁界中で熱処理されていることを特徴とする磁心。