JPH10306314A

JPH10306314A - 軟磁性合金の製造方法

Info

Publication number: JPH10306314A
Application number: JP11164897A
Authority: JP
Inventors: Teruo Bito; 輝夫尾藤; Takashi Hatauchi; 隆史畑内; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Akihisa Inoue; 明久井上; Takeshi Masumoto; 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: 1998-11-17
Anticipated expiration: 2017-04-28
Also published as: JP3883642B2

Abstract

(57)【要約】【課題】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の提供。【解決手段】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軟磁性合金の製造方
法。

Description

【発明の詳細な説明】

【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。上記熱処理を施す際の昇温速度
は、０．６７゜Ｃ／秒以下とすることが好ましい。上記
熱処理を施す際の保持時間は、０〜６０分とすることが
好ましい。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／
ｍ³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、Ｔ
ａ、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、Ｆ
ｅ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Ｚ
ｒ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、７４０〜８
１０℃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℃〜８１
０℃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（Ｋ
u）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３０ｎ
ｍ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、Ｍ
ｏ、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Ｓ
ｉ、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、Ｆ
ｅ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、Ｃ
ｏ、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４
Ａ〜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，Ｎ
ｂ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Ｈ
ｆ＝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、Ｍ
ｏ、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，Ｇ
ｅ，Ｇａは添加した効果が特に大きく、Ａｌ，Ｇｅ，Ｇ
ａ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，Ｄ
ｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｉ
ｎ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｌ
ｉ，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Ｆｅ₈₄Ｎ
ｂ_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_3.5Ｂ
₈Ｃｕ₁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、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Ｋ
ｕは５２Ｊ／ｍ³、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（の条件のとき
のＫｕの値（１００％）に対して８８％）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％）、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
すると、昇温時のみ静磁界を印加するの場合が得ら
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、〜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０．０
３３゜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１６
０ｋＡ／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_3.5Ｂ₈
Ｃｕ₁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Ｆｅ₈₃
Ｎｂ₇Ｂ₉Ｃｕ₁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１８ｍ
ｍ、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３
０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１６０ｋ
Ａ／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１５ｍ
ｍ、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、１００〜２
００Ｊ／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、Ｚ
ｒ、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。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。

【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時間を
０〜６０分間程度に短くすることもでき、製造時間の短
縮を図ることができる。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

フロントページの続き (72)発明者尾藤輝夫東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者畑内隆史東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者牧野彰宏東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者井上明久宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地川内住宅11−806 (72)発明者増本健宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８番22号

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】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を特徴とする軟
磁性合金の製造方法。
【請求項２】前記熱処理を施す際の昇温速度を０．６
７゜Ｃ／秒以下とすることを特徴とする請求項１記載の
軟磁性合金の製造方法。
【請求項３】前記熱処理を施す際の保持時間を０〜６
０分とすることを特徴とする請求項１又は２記載の軟磁
性合金の製造方法。
【請求項４】前記熱処理を施す際の保持温度を４８０
〜８１０℃とすることを特徴とする請求項１〜３のいず
れかに記載の軟磁性合金の製造方法。
【請求項５】前記誘導磁気異方性付与後の異方性エネ
ルギー（Ｋｕ）が２０〜２００Ｊ／ｍ³であることを特
徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の軟磁性合金の
製造方法。