JPWO2008133301A1 - 軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品 - Google Patents

Abstract

本発明は、高飽和磁束密度が1.7Ｔ以上で、かつ保磁力が小さくヒステリシス損失の小さい高飽和磁束密度低保磁力の軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品を提供する。本発明によるナノ結晶の軟磁性合金は、結晶粒径が０よりも大きく６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織を有する。この軟磁性合金は、組成式：Ｆｅ100-ｘ-ｙ-zAｘMyXｚにより表され、ここで、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、から選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0＜ｘ≦5、0.4≦ｙ＜2.5、10≦ｚ≦20であり、かつ飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が１５Ａ／ｍ以下である。

Description

各種トランス、リアクトル・チョークコイル、ノイズ対策部品、レーザ電源や加速器などに用いられるパルスパワー磁性部品、通信用パルストランス、モータ磁心、発電機、磁気センサ、アンテナ磁心、電流センサ、磁気シールド、電磁波吸収シート、ヨーク材等に用いられるナノスケールの微細な結晶粒を含む高飽和磁束密度でかつ優れた軟磁気特性、特に優れた交流磁気特性を示す軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品に関する。

各種トランス、リアクトル・チョークコイル、ノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、各種モータ、各種発電機等に用いられる、高飽和磁束密度でかつ優れた交流磁気特性の磁性材料には、珪素鋼、フェライト、アモルファス合金やＦｅ基ナノ結晶合金材料等が知られている。
珪素鋼板は、材料が安価で磁束密度が高いが、高周波の用途に対しては磁心損失が大きいという問題がある。作製方法上、アモルファス薄帯並に薄く加工することは極めて難しく、渦電流損失が大きいため、これに伴う損失が大きく不利であった。また、フェライト材料は飽和磁束密度が低く、温度特性が悪い問題があり、動作磁束密度が大きいハイパワーの用途にはフェライトは磁気的に飽和しやすく不向きであった。

また、Ｃｏ基アモルファス合金は、飽和磁束密度が実用的な材料では１Ｔ以下と低く、熱的に不安定である問題がある。このため、ハイパワーの用途に使用した場合、部品が大きくなる問題や経時変化のために磁心損失が増加する問題があり、さらに、Ｃｏが高価なことから価格的な問題もある。

また、特開平５−１４０７０３号公報に記載されているようなFe基アモルファス軟磁性合金は、良い角型特性や低い保磁力を有し、非常に優れた軟磁気特性を示す。しかし、Fe基アモルファス合金においては、飽和磁束密度は、原子間距離と配位数およびFe濃度との兼ね合いで決定し、1.65Tがほぼ物理的上限値となっている。また、Ｆｅ基アモルファス合金は、磁歪が大きく応力により特性が劣化する問題や、可聴周波数帯の電流が重畳するような用途では騒音が大きいという問題がある。さらに、従来のFe基アモルファス軟磁性合金において、Feを他の磁性元素Co、Ni等で大幅に置換した場合は若干の飽和磁束密度の増加も認められるが、価格の面からこれらの元素の含有量(重量%)をなるべく少量にすることが望まれる。これらの問題から、特開平１−１５６４５１号公報に記載されるような、ナノ結晶を持つ軟磁性材料が開発され、様々な用途に使用されている。
また、高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性成形体として、特開２００６−４０９０６号公報に記載されるような技術も開示された。
上記のFe基アモルファス合金およびFe基ナノ結晶合金では飽和磁束密度が１．７Ｔに達していないが、それ以上の飽和磁束密度を持つ磁性合金が要求されている。

特開平５−１４０７０３号公報 特開平１−１５６４５１号公報 特開２００６−４０９０６号公報

上記に記載した従来技術に記載されたナノ結晶合金は、靭性に優れたアモルファス合金薄帯を製造した後に、熱処理によって、平均結晶粒径が３０ｎｍ以下となるｂｃｃＦｅ−Ｓｉ相を析出させることによって、実効的な結晶磁気異方性を減少させ、軟磁性の発現を実現している。ナノ結晶粒の成長はアモルファスマトリクスによって抑えられるため、アモルファス相の安定性が重要である。そのため、ナノ結晶組織の実現には優先的にアモルファス相に入りやすいＮｂやＺｒ等の元素を多く含むことが必須であり、ａｔ％で２.５％、ｗｔ％では実に約４％以上をＦｅと置換する必要がある。これらの元素は原子量が大きく、実質的な磁性の担い手であるＦｅの大量の置換は、飽和磁束密度B_sの減少につながる。また、この合金系の特徴として、ｂｃｃＦｅナノ結晶相に優先的にＳｉが分配され、熱処理による規則化でナノ結晶相の磁化が大きく減少する。さらに、ＮｂやＳｉ等を多く含むことにより、磁化の小さいアモルファス相の割合の増加し、Ｆｅ量の減少に伴い加速度的にB_sは減少する。この様な系では、1.7Ｔを超える高いB_sは望めない。

よって本発明の目的は、Ｃｏを実質的に含まず安価であり、かつ高飽和磁束密度が1.7Ｔ以上で、かつ保磁力が小さくヒステリシス損失の小さい高飽和磁束密度低保磁力の軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品を提供することである。

本発明者らの検討の結果、ＢやＳｉの含有量を最適にすることでＳｉが少なくＦｅ含有量が高い結晶粒が高密度に析出するようにした。また、Ｎｂ等の含有量を最小限に抑えるとともに、Ｎｂ等が有する結晶粒の粗大化を抑える効果を、熱処理の工夫によって高めた。その結果、高いＦｅ含有量とナノ結晶相の発現の両立を実現し、軟磁気特性に優れ、B_sが1.7T以上となる軟磁性合金を開発するに至った。

つまり本発明は、結晶粒径が６０ｎｍ以下（０を含まず）の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織を有するナノ結晶の軟磁性合金であって、前記軟磁性合金は組成式がＦｅ_{100-ｘ-ｙ-z}A_ｘM_yX_ｚにより表され、ここで、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0＜ｘ≦5、0.4≦ｙ＜2.5、10≦ｚ≦20であり、かつ飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が１５Ａ／ｍ以下である。

前記AはCuを含み、前記MはNbを必須的に含むことが好ましい。

本発明の一具体例によれば、前記軟磁性合金は、Ｆｅ量に対して、その１０原子％未満のNi、Coから選ばれた少なくとも一種以上の元素、及び／又は、その５原子％未満を白金族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O、Mn及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種以上の元素を含むことができる。
また、Ｘ量に対して、その５原子％未満のGa、Ｇｅ，Ｃ，Ａｌから選ばれた少なくとも一種以上の元素を含むことができる。

本発明の他の観点によれば、本発明は、これらの軟磁性合金を用いた磁性部品を提供する。

また、本発明の更に他の観点によれば、軟磁性合金の製造方法が提供され、この製造方法は、組成式がＦｅ_{100-ｘ-ｙ-z}A_ｘM_yX_ｚにより表され、ここで、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0＜ｘ≦5、0.4≦ｙ≦2.5、10≦ｚ≦20である合金溶湯を急冷して実質的にアモルファスの合金を鋳造する段階と、その後、３００℃以上の平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上となるように熱処理する段階とを含む。

本発明によれば、大電流用の各種リアクトル、アクティブフィルタ用チョークコイル、平滑チョークコイル、各種トランス、電磁シールド材料などのノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、モータ、発電機等に用いられる高飽和磁束密度で特に低い磁心損失を示す高飽和磁束密度で、かつ優れた磁気特性、特に優れた低損失の軟磁性微結晶合金およびそれを用いた高性能磁性部品を実現することができるため、その効果は著しいものがある。
また、本発明の軟磁性合金へ高温短時間の熱処理を施すことにより、結晶粒成長を抑制できるうえ、保磁力が小さくなり、低磁界での磁束密度が向上し、ヒステリシス損失も減少するという効果が得られる。一般的に必要とされる高い磁気特性が得られ、好適である。

本発明では、Ｆｅを高濃度に含む合金で、軟磁性と飽和磁束密度B_Sが1.7T以上を両立させることを目的に、高いFe濃度でも安定にアモルファス相が得られるＦｅ−Ｍ−BおよびFe-M-Si−B（ＭはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素）を中心に微細結晶材料の開発を試みたものである。具体的には、アモルファス相を主相とする軟磁性合金が安定に得られるＦｅ濃度８８％(原子％)以下の組成の合金に、Ｆｅと非固溶であるＣｕ、Ａｕなどの元素を添加することにより、微細結晶の核を与え、熱処理によって微細結晶を析出させ、結晶粒成長により微細結晶材料を得る。合金作製の初期段階でアモルファス相を形成することで、均質な微細結晶粒を得ることができる。一方、本発明の軟磁性微細結晶合金はＢ_Ｓが1.7Ｔ以上になるには、組織全体がｂｃｃＦｅの微細結晶となった場合、少なくともＦｅ濃度が約７５(原子％)以上、重量％で約９０％以上が望ましい。そのため、Ｎｂ，Ｚｒ等のＭ量を低く抑えることが望ましい。

上記の検討により発明された本発明の高飽和磁束密度低保磁力の磁性合金は、組成式がＦｅ_{100-ｘ-ｙ-z}A_ｘM_yX_ｚにより表され、ここで、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0＜ｘ≦5、0.4≦ｙ＜2.5、10≦ｚ≦20である。Fe量は原子％で７５％以上が好ましく、７７％以上、さらには７８％以上がなお好ましい。

上記の組成の範囲内で、0＜ｘ≦1.5、0.4≦ｙ≦2.0、10≦ｚ≦18で表される領域では、飽和磁束密度が1.74T以上となるため、軟磁性材料として望ましい。
さらに、上記組成の範囲内で、0＜ｘ≦1.5、0.4≦ｙ≦1.5、10≦ｚ≦18で表される領域では、飽和磁束密度が1.76T以上となるため、軟磁性材料としてさらに望ましい。
さらに、上記組成の範囲内で、0.5≦ｘ≦1.5、0.4≦ｙ≦1.0、10≦ｚ≦16で表される領域では、飽和磁束密度が1.78T以上となるため、軟磁性材料として極めて望ましいものである。

Ｃｕ，ＡｕのＡ元素量ｘは0＜ｘ≦5.0とする。5.0％を超えると液体急冷時にアモルファス相を主相とする薄帯が得にくくなる。さらに好ましいＡ元素量は0.7≦ｘ≦1.3である。Ａ元素はCuを用いるほうがコスト的に好ましく、Ａｕを用いる場合はCu量に対して1.3原子％以下の範囲とすることが好ましい。
また、Ｍ元素量ｙ（MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素）は0.４≦ｙ＜2.5とする。Ｍ量が2.5％以上であると、飽和磁束密度が1.7Ｔ以下となる。
Ｘ元素（XはB,Siから選ばれた少なくとも一種以上の元素）の量ｚは１０％未満であるとアモルファス相を主相とする薄帯を得るのが極めて困難となり、また２０％を超えると飽和磁束密度が1.7T以下となる。
さらに好ましいＡ元素量ｘ、Ｍ元素量ｙ、Ｘ元素量ｚは0.7≦ｘ≦1.3、0.4≦ｙ≦1.5、12≦ｚ≦18、さらには、0.7≦ｘ≦1.3、0.4≦ｙ≦1.0、12≦ｚ≦16であり、ｘ、ｙ、ｚをこの範囲とすることで保磁力が12A/ｍ以下の高飽和磁束密度低保磁力の軟磁性微結晶合金が得られる。

Ｂはアモルファスの形成を促進するために有用な元素である。
Ｓｉを添加することで、結晶磁気異方性の大きいFe-P、Fe-Bが析出開始する温度が高くなるため、熱処理温度を高温にできるようになる。高温の熱処理を施すことで微結晶相の割合が増え、B_Sが増加し、B-H曲線の角形性が改善される。また、試料表面の変質、変色を抑える効果がある。

Ｘの一部をBe、P、Ga、Ge、C及びAlから選ばれた少なくとも一種の元素で置換しても良い。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。

Feの一部をFeとＡ元素と共に固溶するNi、Coから選ばれた少なくとも一種以上の元素で置換した場合、アモルファス相の形成能が高くなり、Ａ元素の含有量を増加させることが可能である。Ａ元素の含有量が増加することで、結晶組織の微細化が促進され軟磁気特性が改善される。また、Ni，Coを置換した場合には飽和磁束密度が増加する。これらの元素を多く置換すると、懸案事項の１つである価格の高騰につながるため、Niの置換量は10％未満、好ましくは５％未満、さらには２％未満が適当であり、Coの場合は10%未満、好ましくは２％未満、より好ましくは１％未満が適当である。

MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素であり、Ａ元素やメタロイド元素と共に熱処理後も残留するアモルファス相に優先的に入るため、Ｆｅ濃度の高い微細結晶粒の粒成長を抑制する働きがある。そのため、ナノ結晶の平均粒径が減少し、B-H曲線の飽和性の向上や軟磁気特性の改善に寄与する。一方、本発明合金における実質的な磁性の担い手はＦｅであるため、Ｆｅの含有量を高く保つ必要があるが、これら、原子量の大きい元素を含有することは、単位重量あたりのＦｅの含有量が低下することになる。特に、置換する元素がＮｂ，Ｚｒの場合、置換量は2.5％未満程度、より好ましくは1.5％以下が適当であり、置換する元素がＴａ，Ｈｆの場合、置換量は1.5％以下、より好ましくは0.8％以下が適当である。Mの一部をRe、白金族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Sb、Bi、Y、N、O、Mn及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種以上の元素で置換した場合でも上記の効果は得られる。Mnを置換する場合は飽和磁束密度の低下がおこるため、置換量は２．５％未満が妥当であり、より好ましくは２％未満である。
但し、特に高い飽和磁束密度を得るためには、これらの元素の総量が1.5原子％以下とすることが好ましい。また、総量が1.0原子％以下とすることがさらに好ましい。

本発明合金と同組成のアモルファス合金では、磁気体積効果により、比較的大きな磁歪が現れるが、体心立方構造のFeでは磁気体積効果が小さく、磁歪もはるかに小さい。組織の多くの部分がｂｃｃFeを主体とする微細結晶粒からなる本発明合金はノイズ低減の観点からも有望である。

上記の軟磁性の微結晶合金を得るには、Feおよび半金属元素を含む合金溶湯を急冷し、アモルファス相中に平均粒径30nm以下(0nmを含まず)の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で10％未満で分散した組織からなるFe基アモルファス合金を作製する工程と、前記Fe基合金に熱処理を行い平均粒径60nm以下の体心立方構造の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織とする工程からなる製造方法を用いることが好ましい。

合金溶湯を急冷する際、アモルファス相中に平均粒径30nm以下の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で10％未満で分散した組織のFe基合金を作製することにより、靭性が向上する。結晶粒は、５％以下であることが好ましく、１％以下であることがなお好ましい。アモルファスマトリクス中（薄帯表面から0.2μｍの範囲は除く）に微結晶が10%以上分布した合金では靭性が低下し、熱処理後に得られるナノ結晶相の平均粒径、粒度分布、粒密度が板厚や製造条件に影響を受けやすくなり、安定した特性の軟磁性合金が得にくくなる。アモルファスマトリクス中の微結晶を減少させ、熱処理工程で均質な核生成を促進することで上記の問題は解決される。
熱処理後のナノ結晶合金ではアモルファス相中に分散する体心立方構造の結晶粒は、平均粒径60nm以下、体積分率で30％以上分散している必要がある。結晶粒の平均粒径が60ｎｍを超えると軟磁気特性が劣化し、結晶粒の体積分率が30％未満では、非晶質の割合が多く高飽和磁束密度が得にくいためである。より好ましい熱処理後の結晶粒の平均粒径は、30nm以下、より好ましい結晶粒の体積分率は50％以上である。より軟磁性が優れ、Ｆｅ基非晶質の軟磁性薄帯に比べて磁歪の低い合金を実現できる。

本発明において、溶湯を急冷する方法としては、単ロール法、双ロール法、回転液中防止法、ガスアトマイズ法、水アトマイズ法などがあり、薄片や薄帯、粉末を製造することができる。また、溶湯急冷時の溶湯温度は、合金の融点よりも50℃〜300℃程度高い温度とするのが望ましい。
単ロール法などの超急冷法は、活性な金属を含まない場合は大気中あるいは局所Ａｒあるいは窒素ガスなどの雰囲気中で行うことが可能であるが、活性な金属を含む場合はＡｒ，Ｈｅなどの不活性ガス中、窒素ガス中あるいは減圧中、あるいはノズル先端部のロール表面付近のガス雰囲気を制御する。また、CO₂ガスをロールに吹き付ける方法や、COガスをノズル近傍のロール表面付近で燃焼させながら合金薄帯を製造する。
単ロール法の場合の冷却ロール周速は、15ｍ/ｓから50ｍ/ｓ程度の範囲が望ましく、冷却ロール材質は、熱伝導が良好な純銅やＣｕ−Ｂｅ、Ｃｕ−Ｃｒ、Ｃｕ−Ｚｒ、Ｃｕ−Ｚｒ−Ｃｒなどの銅合金が適している。大量に製造する場合、板厚が厚い薄帯や広幅薄帯を製造する場合は、冷却ロールは水冷構造とした方が好ましい。

保持温度は４３０℃以上が好ましい。４３０℃未満であると、保持時間を適宜調整しても上記の効果が得られにくい。結晶化温度（Ｔ_Ｘ1）以上とすることが好ましい。
また保持時間が1時間以上であると、上記の効果が得られにくく、かつ処理時間が長くなり、生産性が悪い。好ましい保持時間は３０分以内であり、２０分以内であり１５分以内である。
最大昇温速度は１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。また、平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上とすることがさらに好ましい。
また、この熱処理による製造方法は、高温域での熱処理速度が特性に大きな影響を与えるため、熱処理温度が３００℃以上の平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上であることが好ましく、３５０℃以上の温度領域における平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上であることがなお好ましい。
また、冷却過程においては、３００℃以上での温度領域での平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ以上となるようにすることが好ましい。
上記の加熱にあたっては、熱容量が小さくなるように重量を調整した試料を予め目標温度以上の高温に保たれた炉内に投入する方法がある。これ以外にも、ランプ加熱（赤外線集中）炉を用いる方法、試料に直接電流を流し、ジュール熱で加熱する方法、電磁誘導により加熱する方法、レーザーで加熱する方法、熱容量の大きい物質に試料を接触あるいは近づけて加熱する方法などがあり、いずれの方法でも連続熱処理を施すことで生産性向上できる。

また、昇温速度の制御や温度を変えて何段階かで一定時間保持する多段階の熱処理等によって核生成を制御することも可能である。また、結晶化温度よりも低い温度で一定時間保持し、核生成に十分な時間を与えた後、結晶化温度よりも高い温度で１ｈ未満保持する熱処理により結晶粒成長を行えば、結晶粒同士が互いの成長を抑制しあうため、均質で微細な結晶組織が得ることができる。例えば、２５０℃程度の熱処理を１ｈ以上行い、その後、高温短時間、例えば熱処理温度が３００℃を超える際の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上の条件で熱処理を行えば、上記の製造方法と同じ効果を得ることができる。
炉内温度を高く設定することで、300℃以上さらには４００℃以上の高温域における昇温速度を高く保つことができ、合金薄帯が炉内温度に到達しない場合でも、目的温度に到達した時点で、すみやかに熱処理を終了することで、高Bs化、低保磁力化の軟磁性合金が得ることができる。目的温度は、結晶化温度よりも高い温度が好ましく、結晶化温度よりも高い温度域に1秒以上おかれていることが好ましい。
上記のような熱処理行程を経ることで、Ｎｂ等のＭ元素を高濃度に含まない場合でも、結晶粒成長が抑えられ、微細なナノ結晶粒を高濃度に析出させることが可能となり、今までに得ることができなかった1.7T以上の高い残留磁束密度B_sと低い保磁力H_cが実現できる。

熱処理は大気中、真空中、Ar、窒素ヘリウム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。熱処理により体心立方構造のＦｅを主体とする結晶粒の体積分率が増加し、飽和磁束密度が上昇する。また、熱処理により磁歪も低減する。本発明の軟磁性合金は、磁界中熱処理を行うことにより、誘導磁気異方性を付与することができる。磁界中熱処理は、熱処理期間の少なくとも一部の期間合金が飽和するのに十分な強さの磁界を印加して行う。合金磁心の形状にも依存するが、一般には薄帯の幅方向(環状磁心の場合：磁心の高さ方向)に印加する場合は８ ｋＡｍ^−１以上の磁界を、長手方向（環状磁心の場合は磁路方向）印加する場合は８０Ａｍ^−１以上の磁界を印加する。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を用いても良い。磁界は２００℃以上の温度領域で通常２０分以上印加することが好ましい。昇温中、一定温度に保持中および冷却中も印加した方が、良好な一軸の誘導磁気異方性が付与されるので、より望ましい直流あるいは交流ヒステリシスループ形状が実現される。磁界中熱処理の適用により高角形比あるいは低角形比の直流ヒステリシスループを示す合金が得られる。磁界中熱処理を適用しない場合、本発明合金は中程度の角形比の直流ヒステリシスループとなる。熱処理は、通常露点が−３０℃以下の不活性ガス雰囲気中で行うことが望ましく、露点が−６０℃以下の不活性ガス雰囲気中で熱処理を行うと、ばらつきが更に小さくより好ましい結果が得られる。

本発明の軟磁性合金は、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し層間絶縁を行う、等の処理を行うとより好ましい結果が得られる。これは特に層間を渡る高周波における渦電流の影響を低減し、高周波における磁心損失を改善する効果があるためである。この効果は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使用した場合に特に著しい。更に、本発明合金から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。本発明合金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優れた特性を発揮でき、ハイパワーのパワーエレクトロニクスの用途に特に適する。
使用時に磁化する方向とほぼ垂直な方向に磁界を印加しながら熱処理した本発明合金は、従来の高飽和磁束密度の材料よりも低い磁心損失が得られる。更に本発明合金は薄膜や粉末でも優れた特性を得ることができる。

前記の磁性合金により磁性部品を構成することにより、アノードリアクトルなどの大電流用の各種リアクトル、アクティブフィルタ用チョークコイル、平滑チョークコイル、各種トランス、磁気シールド、電磁シールド材料などのノイズ対策部品、レーザ電源、加速器用パルスパワー磁性部品、モータ、発電機等に好適な高性能あるいは小型の磁性部品を実現することができる。

(実施例1)
表１に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出し軟磁性薄帯を作製した。作製した合金薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。X線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察の結果、アモルファス相中に微結晶の析出は確認されなかった。いずれも、１８０°曲げが可能であり、金型等刃物による打ち抜きが可能であった。
これらの単板状試料を、300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で急激に昇温し、450℃で１０分間保持後、室温まで急激に冷却した。３５０℃における昇温速度は１７０℃／ｍｉｎ程度であった。保磁力、最大透磁率のデータを表１に記す。いずれの組成でもB₈₀₀₀が1.7T以上ある。また、瞬間的に加熱することにより、微結晶組織を出すための核となるCuが低い濃度の合金においても、核の均一生成が促進されて残留アモルファス相が減少し、B₈₀₀₀は増加して1.70 T以上となる組成範囲が拡大した。本合金系はH_Cが小さいだけでなくB₈₀も大きく、軟磁性材料として有望である。これらの磁性合金は、いずれも組織の少なくとも一部が結晶粒径60nm以下（０を含まず）の結晶粒を含むものであった。また、ナノ結晶粒相がアモルファス相中に体積分率で５０％以上を占めていた。
また、Ｆｅ_balＣｕ_1.0Ｎｂ_yＳｉ₄Ｂ₁₂の合金組成でＮｂ量を変えたとき（加熱速度は４℃／秒）の保磁力ＨｃとＢ_８０００を図１、図２に示す。

(実施例２)
Ｍ元素および他の元素を含む本発明の合金組成について検討した。実施例１と同様にして、軟磁性薄帯を製造し、熱処理を施し、組織の少なくとも一部が結晶粒径60nm以下（０を含まず）の結晶粒をアモルファス相中に体積分率で５０％以上含む軟磁性薄帯とした。表２に製造した各軟磁性薄帯の合金組成と飽和磁束密度B_s （B_s ≒ B₈₀₀₀）、保磁力H_cを示す。いずれの組成でもB_sが1.7T以上であり、かつ保磁力Ｈｃが10A/m以下と低い値となり、高B_s、低損失の軟磁性材料として有望である。

（実施例３）
表３に示す組成の1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出し合金薄帯を作製した。作製した合金薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。X線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察の結果、アモルファス相中に微結晶の析出は1％以下であった。いずれも、１８０°曲げが可能であり、金型等刃物による打ち抜きが可能であった。
これらの単板状試料を、300℃以上の平均昇温速度が200℃/min、100℃/min、50℃/minのそれぞれで昇温し、450℃で１０分間保持後、室温まで冷却した。保磁力、最大透磁率のデータを表３に記す。
比較例のように300℃以上での平均昇温速度が100℃/minを下回る場合には、有望な軟磁気特性は得にくく、Nb量が2.5%以上になると、B₈₀₀₀の減少が著しくなり、B_sが1.7Tを満たすのが困難になる。また、保磁力について見ると、Nb量が2.5％未満の合金組成で、本発明の軟磁性薄帯は保磁力が低い値であるのに対し、昇温速度の遅い比較例は保磁力Ｈｃが１５Ａ／ｍを超えていることが解る。このことから、本発明の合金組成で目的とする高飽和磁束密度低保磁力の軟磁性合金を得るためには昇温速度を制御することが重要であることが解る。
また、Ｆｅ_balＣｕ_1.0Ｎｂ_1.0Ｓｉ₄Ｂ₁₂の合金組成で昇温速度を200℃/min、25℃/minとした時のヒステリシスカーブを図３に示す。

図４はFe_balCu_1.0Nb_1.0Si₄B₁₂合金を1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出し作製した合金薄帯を300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上となるように加熱し、450℃で10min保持した試料の断面TEM像である。図５にその模式図を示す。作製した合金薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。組織は平均結晶粒径が20nm以下であり、アモルファスマトリクス中に50％以上存在する。一方、同様に作製した合金薄帯を300℃以上の平均昇温速度が50℃/minとなるように加熱し、450℃で10min保持した試料の断面TEM像を図６に示す。図７は図６の模式図である。図のように平均結晶粒径は40nm以上となり結晶相の割合も30％未満となる。以上のように、300℃以上で平均昇温速度が100℃/min以上となるように加熱することで、Nb等の元素を増やすことなく、ナノ結晶相が得られ、両者の保持力を比較すると、本発明による試料では、H_cが4A/m以下、B₈₀₀₀が1.78Tとなるのに対し、図６の状態の試料では、Hcが80A/m以上、B₈₀₀₀が1.72Tとなる。

（実施例４）
表４に示す組成で1300℃に加熱した合金溶湯を周速30m/sで回転する外径300mmのCu-Be合金ロールに噴出し軟磁性薄帯を作製した。作製した軟磁性薄帯は幅5mm、厚さ約21μmである。X線回折および透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察の結果、アモルファス相中に微結晶が１％以下で析出していた。また、この軟磁性薄帯は、いずれも１８０°曲げが可能であり、かつ、金型等刃物による打ち抜きが可能であった。
これらの単板状試料を、実施例１と同様にして熱処理を行った。保磁力、最大透磁率のデータを表４に記す。いずれの組成でもB₈₀₀₀が1.7T以上ある。また、瞬間的に加熱することにより、核の数密度が不足し易いCu低濃度の合金においても、核の均一生成が促進されて残留アモルファス相が減少し、B₈₀₀₀は増加して1.70 T以上となる組成範囲が拡大した。本合金系はH_Cが小さいだけでなくB₈₀も大きく、軟磁性材料として有望である。これらの磁性合金は、いずれも組織の少なくとも一部が結晶粒径60nm以下（０を含まず）の結晶粒を含むものであった。また、ナノ結晶粒相がアモルファス相中に体積分率で５０％以上を占めていた。

表５に示す組成の合金薄帯で作製した、φ19-φ15-5 mm³ のリング状コアに急加熱熱処理を施した試料の軟磁気特性および鉄損を示す。商用周波数よりも高い周波数帯域で極めて良い鉄損特性が得られる。

表６には、Fe_bal.Cu_1.0Nb_1.0Si₄B₁₂P 合金で作製した、φ19-φ15-0.02 mm³ のリング状単板試料に急加熱熱処理を施し、25枚積層したコアの軟磁気特性および鉄損を示す。商用周波数よりも高い周波数帯域で極めて良い鉄損特性が得られる。

Fe_balCu_1.0Nb_ｙSi₄B₁₂合金におけるNb量（M元素量）と保磁力の関係を示す図である。 Fe_balCu_1.0Nb_ｙSi₄B₁₂合金におけるNb量（M元素量）と磁束密度Ｂ_８０００の関係を示す図である。 Fe_balCu_1.0Nb_1.0Si₄B₁₂合金におけるナノ結晶化の昇温速度によるヒステリシスカーブの違いを示す図である。 Fe_balCu_1.0Nb_1.0Si₄B₁₂合金を300℃以上の平均昇温速度が100℃/min以上で昇温した組織観察写真である。 図４の模式図である。 Fe_balCu_1.0Nb_1.0Si₄B₁₂合金を300℃以上の平均昇温速度が100℃/min未満で昇温した組織観察写真（比較例）である。 図６の模式図である。

Claims (6)

1. 結晶粒径が０よりも大きく６０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に体積分率で30％以上分散した組織を有するナノ結晶の軟磁性合金であって、前記軟磁性合金は組成式がＦｅ_{100-ｘ-ｙ-z}A_ｘM_yX_ｚにより表され、ここで、AはCuおよびAuから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはBおよびSiから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0＜ｘ≦5、0.4≦ｙ＜2.5、10≦ｚ≦20であり、前記軟磁性合金の飽和磁束密度が１．７Ｔ以上、保磁力が１５Ａ／ｍ以下である軟磁性合金。
2. 前記AはCuを含み、前記MはNbを含む請求項１に記載の軟磁性合金。
3. 前記軟磁性合金は、Ｆｅ量に対して、Ｆｅ量の１０原子％未満のNiおよびCoから選ばれた少なくとも一種以上の元素、及び／又は、Ｆｅ量の５原子％未満を白金族元素、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Sb、Bi、Y、N、O、Mn及び希土類元素から選ばれた少なくとも一種以上の元素を含む請求項１または請求項２に記載の軟磁性合金。
4. 前記軟磁性合金は、Ｘ量に対して５原子％未満のＧａ、Ｇｅ、Ｃ、Ａｌから選ばれた少なくとも一種以上の元素を含む請求項１乃至請求項３に記載の軟磁性合金。
5. 請求項１乃至請求項４のいずれか１項に記載の軟磁性合金を用いた磁性部品。
6. 軟磁性合金の製造方法であって、組成式がＦｅ_{100-ｘ-ｙ-z}A_ｘM_yX_ｚにより表され、ここで、AはCu,Auから選ばれた少なくとも1種以上の元素、MはTi、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Wから選ばれた少なくとも1種以上の元素、XはBおよびSiから選ばれた少なくとも一種以上の元素であり、原子%で、0＜ｘ≦5、0.4≦ｙ＜2.5、10≦ｚ≦20である合金溶湯を急冷して実質的にアモルファスの合金を鋳造する段階と、
   その後、３００℃以上の温度領域における平均昇温速度が１００℃／ｍｉｎ以上となるように熱処理する段階とを含む、軟磁性合金の製造方法。

Images