JP7143635B2 - 軟磁性材料及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、軟磁性材料及びその製造方法に関する。本発明は、特に、高飽和磁化と低保磁力を有し、且つ、熱耐久性に優れた軟磁性材料及びその製造方法に関する。

モータ及びリアクトル等の部品を高性能化するためには、その部品のコア部に用いる軟磁性材料が、高飽和磁化と低保磁力を両立することが要求される。

高飽和磁化を有する軟磁性材料としては、Ｆｅ基ナノ結晶軟磁性材料が挙げられる。Ｆｅ基ナノ結晶軟磁性材料とは、主成分がＦｅであり、その材料中に、ナノ結晶が３０体積％以上分散している軟磁性材料をいう。

例えば、特許文献１には、組成式：Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｃｕ_ｘＢ_ｙ（但し、原子％で、１＜ｘ＜２、１０≦ｙ≦２０）又はＦｅ_{１００－ｘ－ｙーｚ}Ｃｕ_ｘＢ_ｙＳｉ_ｚ（但し、原子％で、１＜ｘ＜２、１０≦ｙ≦２０、０＜ｚ≦９）により表され、平均粒径６０ｎｍ以下の体心立方構造の結晶粒が非晶質母相中に体積分率で３０％以上分散した組織を有し、飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が８Ａ／ｍ未満である軟磁性合金であって、平均粒径３０ｎｍ以下の結晶粒が非晶質母相中に体積分率で３％以上３０％未満で分散した組織を有するＦｅ基合金を熱処理することにより得られることを特徴とする軟磁性合金が記載されており、さらに、溶湯を急冷する方法として単ロール法が記載されている。

特許文献２には、下記組成式１又は組成式２で表される組成を有し、且つ非晶質相を有する合金を準備すること、及び、前記合金を昇温速度１０℃／秒以上で加熱し、且つ、結晶生成開始温度以上、Ｆｅ－Ｂ化合物の生成開始温度未満で、０～８０秒にわたり保持すること、を含み、前記組成式１がＦｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＭ_ｙであり、Ｍは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｏ、及びＳｎから選ばれる少なくとも１種の元素であり、且つ、ｘ及びｙが、原子％で、１０≦ｘ≦１６及び０≦ｙ≦８を満たし、前記組成式２がＦｅ_{１００－ａ－ｂ－ｃ}Ｂ_ａＣｕ_ｂＭ’_ｃであり、Ｍ’は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、及びＣｏから選ばれる少なくとも１種の元素であり、且つ、ａ、ｂ、及びｃが、原子％で、１０≦ａ≦１６、０＜ｂ≦２、及び０≦ｃ≦８を満たす、軟磁性材料の製造方法が記載されている。

特開２０１３－６０６６５号公報 国際公開第２０１８／０２５９３１号

モータやリアクトル等の磁性部品の性能向上には、上述したように、コア部の軟磁性材料の高飽和磁化と低保磁力を両立させることが重要である。

Ｆｅ基ナノ結晶軟磁性材料は、その主成分がＦｅであるため、高飽和磁化を有する。Ｆｅ基ナノ結晶軟磁性材料は、非晶質（アモルファス）相を有する合金を熱処理（本明細書等では「アニーリング」とも示す）することによって得られる。非晶質を有する合金中のＦｅ含有量が多いと、熱処理を行ったときに、非晶質相から結晶相（α－Ｆｅ）が生成し易く、且つ、その結晶相は粒成長して粗大化し易い。そこで、材料中に粒成長を抑制する元素を加える。しかしながら、その元素を加えた分だけ材料中のＦｅ含有量が減少するため、材料の飽和磁化は低下してしまう。これらのことから、軟磁性材料において、その主成分がＦｅである場合、高飽和磁化を維持しつつ、熱処理時の結晶相の粗大化を抑制して、低保磁力を保持することは難しい。

さらに、磁性部品の使用環境は高温になることがあるため、軟磁性材料の熱耐久性の向上も重要な課題の一つである。

そこで、本発明は、高飽和磁化と低保磁力を有し、且つ、熱耐久性に優れた軟磁性材料及びその製造方法を提供することを課題とする。

軟磁性材料の高飽和磁化と低保磁力を向上させる方法としては、例えば特許文献２に記載されるように、主成分がＦｅである非晶質相を有する合金を、結晶生成開始温度以上、Ｆｅ－Ｂ化合物生成開始温度未満の温度域に急速昇温し、且つ、直ちに冷却するか短時間保持する方法（本明細書等では、「特許文献２に記載の方法」とも示す）があり、特許文献２に記載の方法によれば、軟磁性材料中の結晶相の微細化により、低保磁力を有する軟磁性材料を得ることができる。

しかしながら、本発明者らは、特許文献２に記載の方法に基づいて保磁力特性が最も優れている温度域を選択して低保磁力を有する軟磁性材料を製造し、当該軟磁性材料について熱耐久試験を実施したところ、当該軟磁性材料の熱耐久試験後の保磁力特性が、熱耐久試験前のものと比較して低下する、すなわち、当該軟磁性材料の保磁力が、高温条件下で増大することを新たに発見した。

そこで、本発明者らは、さらに前記課題を解決するための手段を種々検討した結果、下記の組成式：Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ（式中、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たす）で表される、非晶質相を有する合金を、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）で熱処理することにより、熱耐久試験後においても低保磁力を維持するＦｅ基ナノ結晶軟磁性材料が得られることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）下記の組成式
Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ
（式中、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たし、Ｂの一部はＳｉ、Ｐ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｂの一部は組成全体の３原子％以下であり、Ｆｅ及びＮｉの一部はＮｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｆｅ及びＮｉの一部は組成全体の３原子％以下である）
で表される軟磁性材料であって、
保磁力が２０Ａ／ｍ以下であり、
大気中、１７０℃の恒温槽中に、１００時間静置する熱耐久試験実施後の保磁力特性低下率｛［（熱耐久試験後保磁力－熱耐久試験前保磁力）／熱耐久試験前保磁力］×１００（％）｝が２０％以下である
軟磁性材料。
（２）下記の組成式
Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ
（式中、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たし、Ｂの一部はＳｉ、Ｐ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｂの一部は組成全体の３原子％以下であり、Ｆｅ及びＮｉの一部はＮｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｆｅ及びＮｉの一部は組成全体の３原子％以下である）
で表される組成を有し、非晶質相を有する合金を準備すること、及び、
前記合金を、１０℃／秒以上の昇温速度で、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に昇温し、当該温度域で、０～８０秒の保持時間で保持する条件下で、熱処理すること
を含む軟磁性材料の製造方法。
（３）溶湯を急冷し、前記合金を準備する、（２）に記載の方法。
（４）前記昇温速度が１２５℃／秒以上である、（２）又は（３）に記載の方法。
（５）前記昇温速度が３２５℃／秒以上である、（２）又は（３）に記載の方法。
（６）前記保持時間が３～１０秒である、（２）～（５）のいずれか１つに記載の方法。
（７）前記熱処理が前記合金を加熱したブロックの間に挟み込むことにより実施される、（２）～（６）のいずれか１つに記載の方法。

本発明により、高飽和磁化と低保磁力を有し、且つ、熱耐久性に優れた軟磁性材料及びその製造方法が提供される。

非晶質合金を、既に所望の保持温度まで加熱したブロックの間に挟み込んで、その非晶質合金を急速昇温及び保持する装置の概要を示す斜視図である。 実施例の（非晶質合金の作製）で作製したＦｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金における、温度と熱流束の関係、並びに決定したＴ_１及びＴ_２を示す図である。 実施例の（非晶質合金の作製）で作製したＦｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金における、熱処理温度と、得られた軟磁性材料の熱耐久試験前の保磁力（耐久前）及び熱耐久試験後の保磁力（耐久後）の関係を示す図である。 実施例の（非晶質合金の作製）で作製したＦｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金における、熱処理温度と保磁力特性低下率の関係を示す図である。

以下、本発明の好ましい実施形態について詳細に説明する。
本明細書では、適宜図面を参照して本発明の特徴を説明する。図面では、明確化のために各部の寸法及び形状を誇張しており、実際の寸法及び形状を正確に描写してはいない。それ故、本発明の技術的範囲は、これら図面に表された各部の寸法及び形状に限定されるものではない。なお、本発明の軟磁性材料及びその製造方法は、下記実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。

本発明の軟磁性材料では、高飽和磁化及び低保磁力の磁気特性と、熱耐久性との両立が求められるため、主成分がＦｅであり、非晶質相を有する合金を、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に急速昇温し、且つ当該温度域で短時間保持する。

本発明において、「主成分がＦｅである」とは、材料中のＦｅの含有量が５０原子％以上であることをいう。「非晶質相を有する合金」とは、合金内に、非晶質相を５０体積％以上含有することをいい、これを、単に、「非晶質合金」ということがある。「合金」は、薄帯、薄片、粒状物、及びバルク等の形態を有する。

理論に拘束されないが、非晶質合金を、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に急速昇温し、且つ当該温度域で短時間保持したとき、非晶質合金内で、次のような現象が発生すると考えられる。

非晶質合金は、当該温度域に急速昇温され、且つ当該温度域で短時間保持されている。したがって、結晶相のミクロ組織の粗大化が回避され、得られる結晶相は微細化すると考えられる。

ここで、ミクロ組織の大きさは、不均質核生成速度に依存し、不均質核生成速度は、原子輸送と臨界核のサイズに支配される。

ミクロ組織を微細化するためには、不均質核生成速度を高くし、不均質核生成速度を高くするためには、原子輸送を高くし、且つ、臨界核のサイズを小さくすることが考えられる。これらの２つの条件を実現するためには、非晶体中の過冷却液体領域を導入することが有効である。非晶体中の過冷却液体領域では粘性流動が非常に大きいため、過冷却液体における核生成による歪エネルギーは非晶体における核生成による歪エネルギーよりもずっと小さい。それゆえ、過冷却液体領域では、多くのエンブリオが核になる。

従来の熱処理（アニーリング）では、しかしながら、昇温速度が遅いため、非晶体の結晶化が比較的低温から開始してしまう。したがって、比較的低温では、固体から過冷却液体への遷移が限られてしまい、不均質核生成もまた非常に限られてしまう。

これに対して、本発明のように、昇温速度を上昇させる急速昇温で加熱した場合、非晶質合金におけるα－Ｆｅ結晶生成開始温度は上昇する。そうすると、非晶質相は、非晶体が過冷却液体に遷移することが盛んに起こる高い温度まで非晶体状態を保持することができる。非晶体が過冷却液体に遷移すると、原子輸送が高くなり、臨界核のサイズが小さくなり、不均質核生成速度が高くなる。その結果、核生成頻度もまた高くなる。

したがって、非晶質合金を急速昇温することによって、過冷却液体が生成した領域内で、高い原子輸送を実現し、活発な核生成を起こすことができる。

一方で、非晶質合金を急速昇温すると、粒成長速度もまた大きくなる。本発明では、保持時間を短くしており、それにより、粒成長する時間が短くなり、粒成長が抑制される。

また、結晶化過程では、非晶質合金に与えられる熱エネルギーが不十分（例えば、熱処理温度が低い等）である場合、非晶質合金中での原子の拡散が不十分となり、不安定な状態で熱処理が終了してしまうと考えられる。そうすると、例えば、得られた軟磁性材料が高温環境下で使用されたとき、使用環境から加えられる熱エネルギーによって当該材料中で原子の移動が起こり、当該材料の短範囲構造が変化し、その結果、当該材料の磁気特性が低下する、例えば当該材料の保磁力が増大する可能性がある。

本発明では、非晶質相を有する合金は｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上の温度（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に加熱されるので、非晶質合金中での原子の拡散が十分に行われ、例えば、得られた軟磁性材料が高温環境下で使用されたときでも、使用環境から加えられる熱エネルギーによる原子の移動（主にＢ原子の移動）が抑制され、その結果、当該材料の磁気特性、特に保磁力は低いまま安定化される。

一方で、非晶質合金の温度がＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度に達すると、Ｆｅ－Ｂ化合物が生成してしまう。Ｆｅ－Ｂ化合物は、結晶磁気異方性が大きいため、保磁力を増大させる。

したがって、非晶質合金はＴ_２未満の温度（ここで、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に加熱されることで、Ｆｅ－Ｂ化合物の生成を抑制でき、特性、特に磁気特性を良好に維持することができる。

急速昇温が必要であるのは、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）である。しかしながら、非晶質合金を｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝の温度未満の温度域で低速昇温する場合に、非晶質合金の温度が｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝の温度に到達したとき、直ちに急速昇温に移行することは困難である。また、非晶質合金を｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝の温度未満の温度域で急速昇温しても、特段に問題となることはない。したがって、非晶質合金は、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝の温度未満であるときから急速昇温し、非晶質合金が｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝の温度に到達した後も、そのまま急速昇温を続けてもよい。

これまで説明してきた現象から、高飽和磁化及び低保磁力の磁気特性と、熱耐久性とを両立させるには、非晶質合金を｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に急速昇温し、直ちに冷却するか到達した温度で短時間保持する熱処理をすることがよいことを、本発明者らは発見した。

これらの発見に基づく、本発明に係る軟磁性材料の詳細な製造方法の構成を次に説明する。

（非晶質合金の準備工程）
非晶質相を有する合金（非晶質合金）を準備する。上述したように、非晶質合金は、５０体積％以上の非晶質相を有する。非晶質合金を急速昇温及び保持して、より多くの微細な結晶相を得る観点から、非晶質合金中の非晶質相の含有量については、好ましくは６０体積％以上、より好ましくは７０体積％以上、さらにより好ましくは９０体積％以上である。

非晶質合金は、組成式
Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ
で表される組成を有する。

当該組成式において、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たす。ｘはＢの含有量を示し、ｙはＮｉの含有量を示す。

当該組成式の非晶質合金については、主成分がＦｅ、すなわち、Ｆｅの含有量は、組成全体の５０原子％以上である。Ｆｅの含有量は、Ｂ及びＮｉの残部で表される。非晶質合金を急速昇温及び保持して得られる軟磁性材料が、高飽和磁化を有するという観点からは、Ｆｅの含有量は、組成全体の、好ましくは８０原子％以上、より好ましくは８４原子％以上、さらにより好ましくは８８原子％以上である。

非晶質合金は、主成分がＦｅの溶湯を急冷して得られる。Ｂ（ボロン）は、溶湯を急冷したときに、非晶質相の形成を促進する。溶湯を急冷して得られた非晶質合金のＢの含有量（Ｂの残留量）が組成全体の１０原子％以上であれば、非晶質合金の主相は、非晶質相である。上述したように、合金の主相が非晶質相であるとは、合金中の非晶質相の含有量が５０体積％以上であることをいう。合金の主相が非晶質相であるためには、非晶質合金のＢの含有量が、組成全体の、好ましくは１１原子％以上、より好ましくは１２原子％以上である。一方、非晶質合金のＢの含有量が組成全体の１６原子％以下であれば、非晶質相の結晶化のときにＦｅ－Ｂ化合物の形成を回避することができる。化合物の形成を回避する観点からは、非晶質合金のＢの含有量は、組成全体の、好ましくは１５原子％以下、より好ましくは１４原子％以下である。

非晶質合金は、Ｎｉ（ニッケル）を含む。非晶質合金がＮｉを含有することにより、誘導磁気異方性の大きさを制御することができる。当該作用の発揮が明瞭になる観点からは、Ｎｉの含有量は、組成全体の、好ましくは０．２原子％以上、より好ましくは０．５原子％以上、さらにより好ましくは１原子％以上である。一方、Ｎｉの含有量が、組成全体の４原子％以下、好ましくは３．５原子％以下、より好ましくは３原子％以下であれば、非晶質合金の別の必須元素であるＦｅ及びＢが過剰に少なくなることはなく、その結果、非晶質合金を急速昇温及び保持して得た軟磁性材料は、高飽和磁化と低保磁力を両立することができる。

非晶質合金では、当該組成式において、Ｂの一部は、Ｓｉ、Ｐ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｂの一部は、組成全体の３原子％以下、好ましくは２原子％以下である。なお、Ｂの一部として、２種類以上の元素が選択される場合、Ｂの一部は、それらの元素の含有量の合計である。

Ｓｉはアモルファス形成を担う元素であり、かつＳｉを添加することで結晶磁気異方性の大きなＦｅ－Ｂ化合物が生成する温度が高くなるため、熱処理温度を高温化することが可能となる。また溶湯の粘度も低下するため、吐出しやすくなり、ノズル閉塞を抑制することができる。なおＳｉの他にアモルファス形成元素Ｐ、Ｃを添加することで原子のランダム性が向上しアモルファス形成能やナノ結晶の安定性を高めることができる。

非晶質合金では、当該組成式において、Ｆｅ及びＮｉの一部は、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｆｅ及びＮｉの一部は、組成全体の３原子％以下、好ましくは２原子％以下である。なお、Ｆｅ及びＮｉの一部として、２種類以上の元素が選択される場合、Ｆｅ及びＮｉの一部は、それらの元素の含有量の合計である。

耐食性の改善や結晶粒成長の抑制、核生成頻度の向上のため、飽和磁化を著しく低下させない範囲でＦｅやＮｉの一部を各原子（Ｎｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素）で置換しても良い。

非晶質合金は、さらに、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｏ、及びＮ等の不可避的不純物を含んでもよい。不可避的不純物とは、原材料に含まれる不純物等、その含有を回避することが避けられない、あるいは、回避するためには著しい製造コストの上昇を招くような不純物のことをいう。このような不可避的不純物を含んだときの非晶質合金の純度は、好ましくは９７質量％以上、より好ましくは９８質量％以上、さらにより好ましくは９９質量％以上である。

（非晶質合金を急速昇温し保持する工程）
非晶質合金を、昇温速度１０℃／秒以上で加熱し、且つ、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）で、０～８０秒にわたり保持する。

ここで、α－Ｆｅ結晶生成開始温度であるＴ_１又はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度であるＴ_２は、以下のように決定することができる。

（ｉ）前記組成式で表される組成を有し、非晶質相を有する合金を、ＤＳＣ測定において分析し、温度に対する熱流束のプロファイルｆ（Ｔ）を得る。なお、ＤＳＣ測定は、通常不活性雰囲気下、例えばＡｒ雰囲気下で実施され、昇温速度は、通常１０℃／分～１００℃／分、好ましくは２０℃／分～５０℃／分である。
（ｉｉ）（ｉ）で得られたプロファイルの発熱ピークの立ち上がり部のうち最も傾きの大きな点を通る接線を引く。
（ｉｉｉ）（ｉｉ）で得られた接線とプロファイルのベースラインが交わる交点をα－Ｆｅ結晶生成開始温度であるＴ_１又はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度であるＴ_２とする。

昇温速度が１０℃／秒以上であれば、結晶相が粗大化することはない。結晶相の粗大化を回避する観点からは、昇温速度は速い方が好ましいため、昇温速度は、好ましくは４５℃／秒以上、より好ましくは１２５℃／秒以上、さらにより好ましくは１５０℃／秒以上、特に好ましくは３２５℃／秒以上である。一方、昇温速度が非常に速いと、加熱のための熱源が大きくなりすぎて経済性を損ねる。熱源の観点からは、昇温速度は、好ましくは４１５℃／秒以下である。昇温速度は、加熱開始から保持開始までの平均速度であってよい。保持時間０秒の場合には、加熱開始から冷却開始までの平均速度であってよい。あるいは、ある特定の温度範囲の平均速度であってよい。例えば、１００℃～４００℃の間の平均速度であってよい。

保持時間が０秒以上であれば、非晶質相から微細な結晶相が得られる。なお、保持時間が０秒であるとは、急速昇温後、直ちに冷却するか、保持を終了することをいう。保持時間は３秒以上が好ましい。一方、保持時間が８０秒以下であれば、結晶相の粗大化を回避することができる。結晶相の粗大化を回避する観点からは、保持時間については、好ましくは６０秒以下、より好ましくは４０秒以下、さらにより好ましくは２０秒以下、特に好ましくは１７秒以下、特により好ましくは１０秒以下である。

保持温度は、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝の温度以上であれば、非晶質相を結晶相にし、生成されるナノ結晶組織を安定化することができる。一方、保持温度がＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度であるＴ_２以上となると、Ｆｅ－Ｂ化合物の生成により、強い結晶磁気異方性が生じ、その結果、保磁力が増大する。したがって、Ｆｅ－Ｂ化合物生成開始温度であるＴ_２に達しない最高の温度で保持することにより、Ｆｅ－Ｂ化合物を生成させずに、結晶相を微細化できる。

これまで説明してきた昇温速度で、非晶質合金を加熱することができれば、加熱方法は特に限定されない。

通常の雰囲気炉を使用して非晶質合金を加熱する場合には、非晶質合金に対する所望の昇温速度よりも、炉内雰囲気の昇温速度を高くすることが有効である。同様に、非晶質合金に対する所望の保持温度よりも、炉内雰囲気の温度を高くすることが有効である。例えば、非晶質合金を１５０℃／秒で昇温し、４８０℃で保持したい場合には、炉内雰囲気を１７０℃／秒で昇温し、５００℃で保持することが有効である。

通常の雰囲気炉に代えて、赤外線炉を使用すれば、赤外線ヒータに入力した熱量と、非晶質合金が受け取る熱量の時間的なずれを低減することができる。なお、赤外線炉とは、赤外線ランプが発する光を凹面で反射して、被加熱物を急速に加熱する炉である。

さらに、固体間の熱伝達によって、非晶質合金を急速昇温及び保持してもよい。図１は、非晶質合金を、既に所望の保持温度まで加熱したブロックの間に挟み込んで、その非晶質合金を急速昇温及び保持する装置の概要を示す斜視図である。

非晶質合金１を、ブロック２で挟み込むことができるように、設置する。ブロック２には、電熱線（発熱体）及び断熱材４が備えられている。電熱線には、温度調節器３が連結されている。非晶質合金１とブロック２との間で、固体間の熱伝達が起こるように、予め加熱しておいたブロック２で、非晶質合金１を挟み込むことによって、非晶質合金１を加熱することができる。ブロック２は、非晶質合金１とブロック２との間で、効率よく熱伝達が行われれば、ブロック２の材質等は、特に制限されない。ブロック２の材質としては、金属、合金、及びセラミック等が挙げられる。

非晶質合金を、１００℃／秒以上の速度で昇温すると、非晶質相が結晶化するときに放出される熱によって、非晶質合金自身が発熱する。雰囲気炉又は赤外線炉等を使用して、非晶質合金を急速昇温すると、非晶質合金自身の発熱を考慮して温度制御することが難しい。そのため、雰囲気炉又は赤外線炉等を使用した場合には、非晶質合金の温度が目標よりも高くなり、結晶相の粗大化を招くことが多かった。これに対し、図１に示したように、加熱したブロック２の間に非晶質合金１を挟み込むことによって、非晶質合金１を加熱すると、非晶質合金の自己発熱を考慮して温度制御することが容易である。そのため、図１に示したように非晶質合金を急速昇温すると、非晶質合金の温度が目標よりも高くなることはなく、結晶相の粗大化を回避できる。

また、図１に示したように非晶質合金を急速昇温すると、非晶質合金の温度制御が精密にできるため、非晶質合金を、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）で容易に保持することができ、その結果、Ｆｅ－Ｂ化合物が生成することなく、非晶質相を微細な結晶相、いわゆるナノ結晶組織にし、且つナノ結晶組織を安定化することができる。

（非晶質合金の製造方法）
次に、非晶質合金の製造方法について説明する。前記組成式で表される組成を有する非晶質合金が得られれば、非晶質合金の製造方法に制限はない。上述したように、合金は、薄帯、薄片、粒状物、及びバルク等の形態を有する。所望の形態を得るために、非晶質合金の製造方法を適宜選択することができる。

非晶質合金の製造方法としては、例えば、非晶質合金が前記組成式で表される組成になるように配合した鋳塊を予め準備し、この鋳塊を溶解して得た溶湯を急冷して非晶質合金を得ることが挙げられる。鋳塊の溶解時に、減耗する元素がある場合には、その減耗分を見込んだ組成を有する鋳塊を準備しておく。また、鋳塊を粉砕して溶解する場合には、粉砕前に、鋳塊を均質化熱処理しておくことが好ましい。

溶湯の急冷方法は、常法でよく、銅又は銅合金等でできた冷却ロールを用いた単ロール法等が挙げられる。単ロール法における冷却ロールの周速は、主成分がＦｅである非晶質合金を製造する場合の標準的な周速でよい。冷却ロールの周速は、例えば、１５ｍ／秒以上、３０ｍ／秒以上、又は４０ｍ／秒以上であってよく、５５ｍ／秒以下、７０ｍ／秒以下、又は８０ｍ／秒以下であってよい。

単ロールに溶湯を吐出するときの溶湯の温度は、鋳塊の融点より、好ましくは５０～３００℃高い。溶湯を吐出するときの雰囲気に特に制限はないが、非晶質合金中に酸化物等の混入を低減する観点からは、不活性ガス等の雰囲気が好ましい。

（軟磁性材料）
本発明の軟磁性材料は、下記の組成式
Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ
（式中、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たし、Ｂの一部はＳｉ、Ｐ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｂの一部は組成全体の３原子％以下であり、Ｆｅ及びＮｉの一部はＮｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｆｅ及びＮｉの一部は組成全体の３原子％以下である）
で表される軟磁性材料である。

本発明の軟磁性材料の製造過程において非晶質合金の組成は変化しないため、本発明の軟磁性材料の組成は、製造に用いられる非晶質合金の組成と同じである。

本発明の軟磁性材料では、大気中、１７０℃の恒温槽中に、１００時間時間静置する熱耐久試験実施後の保磁力特性低下率｛［（熱耐久試験後保磁力－熱耐久試験前保磁力）／熱耐久試験前保磁力］×１００（％）｝は、２０％以下、好ましく１０％以下である。ここで、本発明の軟磁性材料では、熱耐久試験を、大気中、１３０℃～２００℃、好ましくは１７０℃～２００℃の恒温槽中に、２４時間～１００時間静置して実施することができる。本発明の軟磁性材料では、大気中、１７０℃の恒温槽中に、１００時間静置して実施した場合であっても、保磁力特性低下率が２０％以下、好ましくは１０％以下になることが好ましい。

本発明の軟磁性材料の保磁力は、２０Ａ／ｍ以下、好ましくは１５Ａ／ｍ以下、より好ましくは１３Ａ／ｍ以下、特に好ましくは１２Ａ／ｍ以下であり、例えば１Ａ／ｍ～２０Ａ／ｍ、５Ａ／ｍ～１５Ａ／ｍ、又は５Ａ／ｍ～１２Ａ／ｍである。

本発明の軟磁性材料は、モータやリアクトルなどの電子部品のコアとして使用することができる。

以下、本発明に関するいくつかの実施例につき説明するが、本発明をかかる実施例に示すものに限定することを意図したものではない。

（非晶質合金の作製）
下記の組成：Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３になるように、原材料を秤量し、これをアーク溶解し、鋳塊を作製した。原材料としては、純Ｆｅ、Ｆｅ－Ｂ合金、純Ｎｉ等を用いた。当該工程では、鋳塊が均質になるように、反転させて繰返し溶解した（３回～５回）。

細かく切断した鋳塊を液体急冷装置（単ロール法）のノズルに装入し、不活性雰囲気下で、高周波加熱で溶解し、溶湯を得た。その後、溶湯を、周速３０ｍ／ｓ～７０ｍ／ｓの銅ロールに吐出し急冷することで、幅１ｍｍ、厚さ１７μｍの薄帯状の非晶質合金を得た。吐出時の温度は、融点＋５０℃～２００℃とした。また、急冷条件は、ギャップを０．４ｍｍとし、チャンバー内圧とノズル内圧を、吐出圧が４０ｋＰａ～８０ｋＰａになるように制御することで調整した。

なお、非晶質合金は、次に述べる熱処理の前に、Ｘ線回折（ＸＲＤ：Ｘ－Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）分析を行うことで非晶質であることを確認した。また、非晶質合金について、示差走査熱量計（ＤＳＣ：Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ、条件：Ａｒ雰囲気、昇温速度４０℃／分）を用いて、温度と熱流束の関係を測定した。さらに、得られたＤＳＣの結果から、以下の方法により、α－Ｆｅ結晶生成開始温度Ｔ_１、及びＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度Ｔ_２を決定した。

（ｉ）Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有し、非晶質相を有する合金を、ＤＳＣ測定において分析し、温度に対する熱流束のプロファイルｆ（Ｔ）を得た。
（ｉｉ）（ｉ）で得られたプロファイルの発熱ピークの立ち上がり部のうち最も傾きの大きな点を通る接線を引いた。
（ｉｉｉ）（ｉｉ）で得られた接線とプロファイルのベースラインが交わる交点をα－Ｆｅ結晶生成開始温度であるＴ_１又はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度であるＴ_２とした。

結果、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金において、α－Ｆｅ結晶生成開始温度Ｔ_１は３９１℃であり、Ｆｅ－Ｂ化合物生成開始温度Ｔ_２は４８７℃であった。

図２に、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金における、温度と熱流束の関係、並びに決定したＴ_１及びＴ_２を示す。

これにより、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金における｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝は、
３９１＋０．８８×９６＝４７５．４８
であった。

（非晶質合金の熱処理）
図１に示したように、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金を、加熱したブロックの間に挟み込み、当該非晶質合金を所定の熱処理温度で、３秒～１０秒加熱した。この加熱により、非晶質合金中の非晶質相を結晶化し、軟磁性材料の試料とした。なお、昇温速度は、３５７℃／秒であった。また、熱処理温度は、加熱装置の設定温度を意味し、非晶質合金そのものが達する温度は、加熱装置の設定温度よりも低い温度である。

（試料の評価）
各熱処理後の試料について、ＸＲＤを用いて、最終生成物、粒径、及びＦｅ－Ｂ化合物生成の有無を確認した。実施例１～４では、Ｆｅ－Ｂ化合物は生成していなかった。その後、各熱処理後の試料について、直流ＢＨアナライザーを用いて、保磁力を測定した。続いて、大気雰囲気下で、１７０℃に設定した恒温槽に試料を設置し、２４時間保持した。２４時間経過後、恒温槽から試料を取り出し、直流ＢＨアナライザーを用いて、保磁力を測定した。保持力測定後、試料を再び恒温槽に設置し、さらに７６時間保持した。７６時間経過後（恒温槽中の総保持時間は、２４＋７６＝１００時間）、保磁力を測定した。

結果を表１に示す。表１には、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金の熱処理温度、熱耐久試験前の保磁力、熱耐久試験２４時間後の保磁力、熱耐久試験１００時間後の保磁力、及び熱耐久試験１００時間後における保磁力特性低下率を併記した。

なお、熱耐久試験１００時間後における保磁力特性低下率は、以下の計算式から算出した。
保磁力特性低下率＝［（熱耐久試験後保磁力－熱耐久試験前保磁力）／熱耐久試験前保磁力］×１００（％）

さらに、図３には、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金の熱処理温度と、熱耐久試験前の保磁力（耐久前）及び熱耐久試験１００時間後の保磁力（耐久後）の関係を示し、図４には、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金の熱処理温度と、熱耐久試験１００時間後における保磁力特性低下率の関係を示す。

図３の結果より、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金そのものが達する温度が４８７℃以上になると、保磁力が急に大きくなることがわかった。これは、Ｆｅ－Ｂ化合物が生成や、結晶相の粗大化によるものと考えられる。

図４の結果より、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金そのものが達する温度が４７５．４８℃未満であると、保磁力特性低下率が大きいことがわかった。これは、当該熱処理温度では、非晶質合金中での原子の拡散が不十分であるためと考えられる。

以上により、Ｆｅ_８４Ｂ_１３Ｎｉ_３の組成を有する非晶質合金を、３５７℃／秒の昇温速度で、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝、すなわち４７５．４８℃以上、Ｔ_２、すなわち４８７℃未満の温度域に昇温し、当該温度域で、３～１０秒の保持時間で保持する条件下で、熱処理することで、高飽和磁化と低保磁力を有し、且つ、熱耐久性に優れた軟磁性材料を得ることができることがわかった。

１．非晶質合金、２．ブロック、３．温度調節器、４．電熱線（発熱体）及び断熱材

Claims (5)

1. 下記の組成式
   Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ
   （式中、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たし、Ｂの一部はＳｉ、Ｐ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｂの一部は組成全体の３原子％以下であり、Ｆｅ及びＮｉの一部はＮｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｆｅ及びＮｉの一部は組成全体の３原子％以下である）
   で表される軟磁性材料であって、
   保磁力が２０Ａ／ｍ以下であり、
   大気中、１７０℃の恒温槽中に、１００時間静置する熱耐久試験実施後の保磁力特性低下率｛［（熱耐久試験後保磁力－熱耐久試験前保磁力）／熱耐久試験前保磁力］×１００（％）｝が２０％以下である
   軟磁性材料。
2. 下記の組成式
   Ｆｅ_{１００－ｘ－ｙ}Ｂ_ｘＮｉ_ｙ
   （式中、ｘは、原子％で、１０≦ｘ≦１６を満たし、ｙは、原子％で、０＜ｙ≦４を満たし、Ｂの一部はＳｉ、Ｐ及びＣからなる群から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｂの一部は組成全体の３原子％以下であり、Ｆｅ及びＮｉの一部はＮｂ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｙ及び希土類元素から選択される少なくとも１種の元素で置換されていてもよく、ここで、Ｆｅ及びＮｉの一部は組成全体の３原子％以下である）
   で表される組成を有し、非晶質相を有する合金を準備すること、及び、
   前記合金を、前記合金そのものが３２５℃／秒以上の昇温速度で、｛Ｔ_１＋０．８８（Ｔ_２－Ｔ_１）｝以上、Ｔ_２未満の温度域（ここで、Ｔ_１はα－Ｆｅ結晶生成開始温度であり、Ｔ_２はＦｅ－Ｂ化合物生成開始温度である）に達するように昇温し、当該温度域で、０～８０秒の保持時間で保持する条件下で、熱処理すること
   を含む軟磁性材料の製造方法。
3. 溶湯を急冷し、前記合金を準備する、請求項２に記載の方法。
4. 前記保持時間が３～１０秒である、請求項２又は３に記載の方法。
5. 前記熱処理が前記合金を加熱したブロックの間に挟み込むことにより実施される、請求項２～４のいずれか一項に記載の方法。

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