WO2022264999A1 - ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯 - Google Patents

ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯 Download PDF

Info

Publication number
WO2022264999A1
WO2022264999A1 PCT/JP2022/023736 JP2022023736W WO2022264999A1 WO 2022264999 A1 WO2022264999 A1 WO 2022264999A1 JP 2022023736 W JP2022023736 W JP 2022023736W WO 2022264999 A1 WO2022264999 A1 WO 2022264999A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
alloy ribbon
ribbon
amorphous alloy
nanocrystalline
nanocrystalline alloy
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/023736
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
小川雄一
豊永詞
福山建史
佐野博久
和田純
Original Assignee
日立金属株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属株式会社
Priority to JP2022559370A priority Critical patent/JPWO2022264999A1/ja
Publication of WO2022264999A1 publication Critical patent/WO2022264999A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets

Definitions

  • the present disclosure relates to a method for producing a nanocrystalline alloy ribbon having a nanocrystalline structure, and a nanocrystalline alloy ribbon.
  • Nanocrystalline alloy ribbons with a nanocrystalline structure have excellent magnetic properties and are used in transformers, electronic parts, motors, etc. These transformers, electronic components, motors, etc. are required to be smaller and more efficient. Therefore, there is a demand for further improvement in the properties of nanocrystalline alloys used in magnetic cores for these parts (transformers, electronic parts, motors, etc.). Characteristics required for the nanocrystalline alloy include high saturation magnetic flux density and low core loss. Among these parts, along with the high frequency of semiconductors, efforts are being made to increase the operating frequency to reduce the size of these parts, and Fe-based amorphous alloys and Fe-based nanocrystalline alloys with low core loss are attracting attention. Therefore, soft magnetic alloys with excellent price, productivity, and heat treatability are required for their commercial spread.
  • the Fe-based nanocrystalline alloy ribbon can achieve both high saturation magnetic flux density, low coercive force, and iron loss by heat treatment at a very high temperature rise rate.
  • a heat treatment method for achieving a high rate of temperature rise a method of bringing the ribbon into contact with a heated plate, a method of sandwiching the ribbon between heated plates, and the like are known.
  • the composition formula is Fe100 - abcBaCubM'c
  • M' is at least one element selected from Nb , Mo, Ta, W, Ni, and Co.
  • An alloy having a composition satisfying 10 ⁇ a ⁇ 16, 0 ⁇ b ⁇ 2, and 0 ⁇ c ⁇ 8 and having an amorphous phase is heated at a heating rate of 10 ° C./sec or more, and It describes a method for producing a soft magnetic material that achieves both high saturation magnetization and low coercive force by holding for 0 to 80 seconds above the crystallization start temperature and below the formation start temperature of the Fe—B compound.
  • Patent Document 2 it is represented by the composition formula Fe 100-abc-d B a Si b Cu c M d , where a, b, c, and d are all atomic %, and 0 ⁇ satisfying a, 0 ⁇ b, 0 ⁇ c, 0 ⁇ d, and 78 ⁇ 100-abcd, and M is Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, A nanocrystalline alloy ribbon representing at least one element selected from the group consisting of and W, which is continuously run under tension F, and part of the amorphous alloy ribbon continuously running under tension F By bringing the region into contact with a heat transfer medium maintained at a temperature of 450 ° C.
  • the temperature of the amorphous alloy ribbon is increased so that the average temperature increase rate in the temperature region from 350 ° C. to 450 ° C. is 10 ° C./sec or more. It is described that the temperature is raised to a temperature of 450° C. or higher at a temperature rate.
  • Patent Literature 1 a method of sandwiching a strip between heated plates is disclosed. According to this method, isotropic and good characteristics can be obtained, and the occurrence of wrinkles and streaks can be suppressed. However, it takes a long time to perform a series of heat treatment operations such as inserting the strip, sandwiching it between the heating bodies, and taking it out. In addition, since the amount to be processed at one time is limited, it is not suitable as a method for heat-treating a large amount of ribbon during mass production. In addition, since the soft magnetic material described in Patent Document 1 does not contain Si, a SiO 2 film that contributes to the corrosion resistance of the soft magnetic material is not formed on the surface of the material. Therefore, it becomes difficult to prevent rust and the like.
  • the nanocrystalline alloy ribbon is produced by ejecting a molten alloy adjusted to a predetermined alloy composition onto a rotating cooling roll, rapidly cooling and solidifying it to produce an alloy ribbon, and then heat-treating the alloy ribbon. be done.
  • the nanocrystalline alloy ribbon is thin, has a predetermined width, and is manufactured as a long ribbon. According to this manufacturing method, anisotropy is likely to be introduced in the casting direction (longitudinal direction), and even after heat treatment, magnetic properties are maintained in the longitudinal direction of the elongated shape and in the width direction orthogonal to the longitudinal direction. tend to be different.
  • nanocrystalline alloy ribbons used in motors are required to have isotropic properties as much as possible.
  • a nanocrystalline alloy ribbon having excellent magnetic properties (high saturation magnetic flux density, low iron loss) and isotropy can be obtained by a highly productive method. was difficult to obtain.
  • the present disclosure provides a nanocrystalline alloy ribbon having excellent magnetic properties and isotropy, and a nanocrystalline alloy ribbon that suppresses wrinkles or streaks and realizes a high space factor. It is an object of the present invention to provide a method for producing nanocrystalline alloy ribbons, which can obtain them and obtain them in a highly productive manner. In addition, a nanocrystalline alloy ribbon obtained by the method and having excellent magnetic properties and isotropy, and a nanocrystalline alloy ribbon that suppresses wrinkles or streaks and realizes a high space factor. intended to provide
  • the present disclosure has the following configurations. ⁇ 1>
  • the amorphous alloy ribbon is brought into contact with a heating body to heat the amorphous alloy ribbon, thereby obtaining a nanocrystalline alloy thin film having a structure in which crystal grains having an average grain size of 30 nm or less exist in the amorphous phase.
  • the nanocrystalline alloy ribbon is represented by the composition formula (Fe 1-x A x ) a Si b B c Cu d Me , where A is at least one of Ni and Co, and M is Nb, Mo, V , Zr, Hf and W, in terms of atomic %, 80.0 ⁇ a ⁇ 87.0, 0 ⁇ b ⁇ 9.0, 12.0 ⁇ c ⁇ 16.0, 0 ⁇ d ⁇ 1.5, 0 ⁇ e ⁇ 1.5, 0 ⁇ x ⁇ 0.1;
  • the amorphous alloy ribbon is brought into contact with the heating body to heat the amorphous alloy ribbon, the amorphous alloy ribbon is conveyed and the The ribbon pressing member is in contact with the surface opposite to the surface that contacts the heating body, and the amorphous alloy ribbon is heated while being sandwiched between the heating body and the ribbon pressing member,
  • the bccFe crystallization start temperature measured at a heating rate of 20 K/min
  • a method for producing a crystal alloy ribbon ⁇ 2> The method for producing a nanocrystalline alloy ribbon according to ⁇ 1>, wherein the ribbon pressing member is a flexible member. ⁇ 3> When the amorphous alloy ribbon is brought into contact with the heating body to heat the amorphous alloy ribbon, the heating rate of the amorphous alloy ribbon is 50°C/sec to 4000°C. / second, the method for producing a nanocrystalline alloy ribbon according to ⁇ 1> or ⁇ 2>.
  • ⁇ 4> When the amorphous alloy ribbon is brought into contact with the heating body to heat the amorphous alloy ribbon, the conveying speed of the amorphous alloy ribbon is 1 m/min or more ⁇ 1 A method for producing a nanocrystalline alloy ribbon according to any one of ⁇ 3>.
  • ⁇ 5> When the amorphous alloy ribbon is brought into contact with the heating body to heat the amorphous alloy ribbon, the contact time of the amorphous alloy ribbon with the heating body is 0.1. The method for producing a nanocrystalline alloy ribbon according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, wherein the time is from 1 to 30 seconds.
  • ⁇ 6> The maximum temperature of the amorphous alloy ribbon heated in contact with the heating body, where the FeB precipitation start temperature measured at a heating rate of 20 K/min of the amorphous alloy ribbon is Tx2°C.
  • ⁇ 7> In the composition formula, 82.0 ⁇ a ⁇ 86.5, 0.01 ⁇ b ⁇ 3.0, 13.0 ⁇ c ⁇ 15.0, 0.01 ⁇ d ⁇ 1.5, 0 ⁇
  • ⁇ 8> The amorphous alloy ribbon is heated while being pressed against the heating body or the ribbon holding member, and the pressure pressing the amorphous alloy ribbon against the heating body is 0.03 MPa or more.
  • ⁇ 9> The nanocrystal according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 8>, wherein the surface of the nanocrystalline alloy ribbon has a wrinkle height of 0.15 mm or less and a space factor of 84.0% or more.
  • ⁇ 10> The method for producing a nanocrystalline alloy ribbon according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 9>, wherein the nanocrystalline alloy ribbon has a saturation magnetic flux density Bs of 1.75 T or more.
  • ⁇ 12> Any one of ⁇ 1> to ⁇ 11>, wherein the nanocrystalline alloy ribbon has a coercive force Hc of 25 A/m or less, a core loss (1 T, 1 kHz) of 15 W/kg or less, and a saturation magnetostriction of 20 ppm or less. 2.
  • ⁇ 13> The method for producing a nanocrystalline alloy ribbon according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 12>, wherein the amorphous alloy ribbon has a thickness of 20 ⁇ m or more and a width of 10 mm or more.
  • a nanocrystalline alloy ribbon having a structure in which crystal grains having an average grain size of 30 nm or less exist in an amorphous phase It is represented by the composition formula (Fe 1-x A x ) a Si b B c Cu d Me , where A is at least one of Ni and Co, and M is selected from Nb, Mo, V, Zr, Hf and W.
  • the saturation magnetic flux density Bs is 1.75 T or more
  • ⁇ 16> The nanocrystalline alloy ribbon according to ⁇ 14> or ⁇ 15>, wherein the surface of the nanocrystalline alloy ribbon has a wrinkle height of 0.15 mm or less and a space factor of 84.0% or more.
  • ⁇ 17> The nanocrystalline alloy according to any one of ⁇ 14> to ⁇ 16>, having a coercive force Hc of 25 A/m or less, an iron loss (1 T, 1 kHz) of 15 W/kg or less, and a saturation magnetostriction of 20 ppm or less.
  • ribbon. ⁇ 18> The nanocrystalline alloy ribbon according to any one of ⁇ 14> to ⁇ 17>, which has a thickness of 20 ⁇ m or more and a width of 10 mm or more.
  • a nanocrystalline alloy ribbon that has excellent magnetic properties and is isotropic, and a nanocrystalline alloy ribbon that suppresses wrinkles or streaks and realizes a high space factor.
  • a nanocrystalline alloy ribbon obtained by the method and having excellent magnetic properties and isotropy, and a nanocrystalline alloy ribbon that suppresses wrinkles or streaks and realizes a high space factor. can be provided.
  • FIG. 1 is a conceptual diagram showing one embodiment of a heat treatment method of the present disclosure
  • FIG. FIG. 4 is a conceptual diagram showing another embodiment of the heat treatment method of the present disclosure
  • FIG. 4 is a conceptual diagram showing another embodiment of the heat treatment method of the present disclosure
  • 4 is a laser micrograph showing evaluation of the wrinkle height of the amorphous alloy ribbon before heat treatment of Sample No. 4 of the present disclosure.
  • FIG. 10 is a laser microscope photograph for evaluating the wrinkle height of Sample No. 8 of the present disclosure
  • FIG. FIG. 10 is a laser microscope photograph for evaluating the wrinkle height of Sample No. 9 of the present disclosure
  • FIG. 4 is a laser microscope photograph for evaluating the wrinkle height of Sample No. 4 of the present disclosure. It is an example of a temperature profile during the heat treatment of the present disclosure.
  • a numerical range indicated using “to” indicates a range including the numerical values described before and after "to” as lower and upper limits, respectively.
  • upper or lower limits described in a certain numerical range may be replaced with upper or lower limits of other numerical ranges described step by step.
  • upper or lower limits described in a certain numerical range may be replaced with values shown in Examples.
  • a combination of two or more preferred aspects is a more preferred aspect.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is represented by the composition formula ( Fe1 - xAx ) aSibBcCudMe , where A is at least one of Ni and Co, M is Nb , Mo , V, Zr, Hf and W, in terms of atomic %, 80.0 ⁇ a ⁇ 87.0, 0 ⁇ b ⁇ 9.0, 12.0 ⁇ c ⁇ 16.0, 0 ⁇ d ⁇ 1.5, 0 ⁇ e ⁇ 1.5, and 0 ⁇ x ⁇ 0.1.
  • Fe is 80.0% or more and 87.0% or less in atomic %.
  • a high saturation magnetic flux density can be obtained by setting the Fe content to 80.0% or more. preferably 81% or more, more preferably 82.0% or more, still more preferably 82.5% or more, still more preferably 83% or more, still more preferably 83.5% or more, More preferably, it is 84% or more.
  • the Fe content exceeds 87.0%, it becomes difficult to amorphize, so the Fe content is made 87.0% or less. It is preferably 86.5% or less, more preferably 86% or less.
  • part of Fe may be replaced with at least one element selected from Ni and Co.
  • A is at least one of Ni and Co
  • Co has the effect of increasing the saturation magnetic flux density by substituting Fe, but it is very expensive and increases the coercive force and iron loss. 0.03 or less.
  • a represented by (Fe 1-x A x ) a is within the range of 80.0% to 87.0% of Fe (80.0% to 87.0%). 0 ⁇ a ⁇ 87.0). preferably 81% or more, more preferably 82.0% or more, still more preferably 82.5% or more, still more preferably 83% or more, still more preferably 83.5% or more, More preferably, it is 84% or more. Also, it is preferably 86.5% or less, more preferably 86% or less.
  • Si is 0% or more and 9.0% or less in atomic %. Si may be 0%.
  • Si may be 0%.
  • an oxide film of SiO 2 with a thickness of several tens of nanometers can be formed on the surface of the alloy. This can improve the corrosion resistance of the nanocrystalline alloy ribbon.
  • B (boron) is 12.0% or more and 16.0% or less in atomic %. If the B content is less than 12.0%, it becomes difficult to form an amorphous material, so the B content is made 12.0% or more. It is preferably 12.5% or more, more preferably 13.0% or more, further preferably 13.5% or more. When the B content exceeds 16.0%, the difference between the bccFe( ⁇ Fe) crystallization start temperature and the FeB precipitation start temperature becomes small, narrowing the temperature range in which heat treatment is possible. When the temperature range in which heat treatment is possible is narrowed, productivity is likely to be affected. Therefore, the content of B is set to 16.0% or less. It is preferably 15.0% or less, more preferably 14.5% or less, still more preferably 14.4% or less.
  • Cu copper
  • the content of Cu may be 0%, but the inclusion of Cu facilitates obtaining a uniform and fine nanocrystalline structure.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more. It is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.1% or more. Furthermore, it may be 0.2% or more, or 0.4% or more, or 0.5% or more. If the Cu content exceeds 1.5%, embrittlement tends to occur, making it difficult to increase the thickness of the soft magnetic alloy ribbon. Therefore, the Cu content is set to 1.5% or less. It is preferably 1.0% or less, more preferably 0.9% or less. Furthermore, it may be 0.85% or less, or 0.7% or less, or 0.6% or less.
  • the M element is at least one selected from Nb, Mo, V, Zr, Hf and W, and its atomic % is 0% or more and 1.5% or less.
  • the M element may be 0%, but by including the M element, the precipitation start temperature of the FeB compound that significantly deteriorates the soft magnetism can be shifted to a higher temperature side. As a result, the difference between the bccFe( ⁇ Fe) crystallization start temperature and the FeB precipitation start temperature can be widened, which has the effect of widening the optimum heat treatment temperature range and relaxes the heat treatment conditions. It is preferably 0.1% or more, more preferably 0.15% or more. Since the M element is expensive, the price rises. Therefore, the smaller the content, the better.
  • the M element content is set to 1.5% or less. It is preferably 1.0% or less, more preferably 0.9% or less. Furthermore, it may be 0.8% or less, or 0.7% or less, or 0.6% or less. Also, the M element is preferably less than 0.4%, more preferably 0.3% or less, and further preferably 0.25% or less.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure may contain C (carbon).
  • C is preferably 1% by mass or less.
  • the fluidity of the molten metal is improved (the viscosity of the molten metal is reduced), the adhesion with the cooling roll is improved, and the effect of contributing to the smoothing of the surface of the alloy ribbon can be expected. is likely to segregate on the surface of the alloy ribbon, and is expected to have the effect of promoting structural relaxation and improving the squareness of the DC BH curve when diffusing on the surface during heat treatment.
  • C when C is contained, it is preferably 0.03% by mass or more.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure may contain impurities other than the above elements.
  • Impurities include, for example, S (sulfur), O (oxygen), N (nitrogen), Cr, Mn, P, Ti, and Al.
  • the S content is preferably 200 mass ppm or less
  • the O content is preferably 5000 mass ppm or less
  • the N content is preferably 1000 mass ppm or less
  • the Ti content is preferably 1000 mass ppm or less
  • the total content of these impurities is preferably 0.5% by mass or less.
  • an element corresponding to an impurity may be added within the above range.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is obtained by ejecting a molten alloy having the alloy composition described above onto a rotating cooling roll, rapidly cooling and solidifying it on the cooling roll to obtain an alloy ribbon, and heat-treating the alloy ribbon.
  • the alloy ribbon obtained by quenching and solidifying the molten alloy has an alloy structure in an amorphous state, and is an amorphous alloy ribbon.
  • a nanocrystalline alloy ribbon is obtained by heat-treating this amorphous alloy ribbon.
  • the amorphous alloy ribbon obtained by quenching and solidifying the molten alloy may contain a crystalline phase composed of fine crystals.
  • the molten alloy can be obtained by blending each element source (pure iron, ferroboron, ferrosilicon, etc.) for the desired alloy composition, heating in an induction heating furnace, and melting above the melting point to obtain a molten alloy.
  • An alloy ribbon can be obtained by ejecting a molten alloy from a slit-shaped nozzle having a predetermined shape onto a rotating cooling roll and rapidly solidifying the molten alloy on the cooling roll.
  • the cooling roll can have an outer diameter of 350 to 1000 mm, a width of 100 to 400 mm, and a peripheral speed of rotation of 20 to 35 m/sec.
  • This cooling roll is internally provided with a cooling mechanism (such as water cooling) for suppressing an increase in the temperature of the outer peripheral portion.
  • the outer peripheral portion of the cooling roll is made of a Cu alloy having a thermal conductivity of 120 W/(m ⁇ K) or more.
  • the thermal conductivity of the outer peripheral portion is set to 120 W/(m ⁇ K) or more.
  • the cooling rate when the molten alloy is cast into the alloy ribbon can be increased.
  • the embrittlement of the alloy ribbon is suppressed, making it possible to increase the thickness of the alloy ribbon, and surface crystallization during casting is suppressed, thereby suppressing coarsening of crystal grains during heat treatment. , iron loss can be reduced.
  • the thermal conductivity of the outer peripheral portion of the chill roll is preferably 150 W/(m ⁇ K) or more, more preferably 180 W/(m ⁇ K) or more.
  • the thermal conductivity of the outer peripheral portion is preferably 150 W/(m ⁇ K) or more.
  • the outer peripheral portion of the cooling roll is the portion in contact with the molten alloy, and the thickness thereof may be about 5 to 15 mm.
  • a nanocrystalline alloy ribbon is obtained by heat-treating the amorphous alloy ribbon produced by the above quenching method.
  • the method for manufacturing the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is characterized by the heat treatment method.
  • the heat treatment method of the present disclosure is a method of heating the amorphous alloy ribbon by contacting the amorphous alloy ribbon and a heating body, and bringing the amorphous alloy ribbon and the heating body into contact to heat the amorphous alloy ribbon.
  • the amorphous alloy ribbon is heated, the amorphous alloy ribbon is conveyed, and the surface of the amorphous alloy ribbon opposite to the surface in contact with the heating body is brought into contact with the ribbon pressing member, and the heating body and the thin film are brought into contact with each other.
  • the amorphous alloy ribbon is heated while being sandwiched between it and the band pressing member.
  • the heating temperature Ta of the heater is Tx1+80°C or higher and Tx1+160°C or lower.
  • the heating rate of the amorphous alloy ribbon is preferably set to 50° C./sec to 4000° C./sec. Further, the conveying speed of the amorphous alloy ribbon is preferably 1 m/min or more.
  • the amorphous alloy ribbon may be pressed against the heating body by pressing a flexible member against the surface of the amorphous alloy ribbon opposite to the surface that contacts the heating body.
  • a metal member is preferably used as the flexible member.
  • a belt or a roll may be used as the ribbon pressing member.
  • FIG. 1 is a conceptual diagram showing one embodiment of the heat treatment method of the present disclosure.
  • the heat treatment method shown in FIG. 1 includes a heating roller 2 serving as a heating body, a ribbon pressing metal belt 3 (a ribbon pressing member), and rollers 4 and 5 supporting the ribbon pressing metal belt 3. .
  • the heating roller 2 and the ribbon presser metal belt 3 are arranged in a contactable state.
  • the amorphous alloy ribbon 1 is heated while the amorphous alloy ribbon 1 is sandwiched.
  • the amorphous alloy ribbon 1 is pressed against the heating member (heating roller 2) by the ribbon pressing metal belt 3 (thin ribbon pressing member).
  • the ribbon pressing metal belt 3 (the ribbon pressing member) may press the amorphous alloy ribbon 1 against the heating member (heating roller 2). It may be in a state in which the raw alloy ribbon 1 is pressed against a ribbon pressing metal belt 3 (a ribbon pressing member).
  • a ribbon pressing member a ribbon pressing member
  • arrows indicate the movement of each part, and the heating roller 2 and rollers 4 and 5 are structured to rotate.
  • the amorphous alloy ribbon 1 (hereinafter also referred to as the ribbon 1) is heated while being conveyed and pressed against the heating roller 2.
  • the ribbon presser metal belt 3 As shown in FIG. It is preferable to use heating rollers capable of heating the rollers 4 and 5 as well. Therefore, it is preferable to heat the ribbon presser metal belt 3 .
  • the temperature of the ribbon presser metal belt 3 (the temperature when in contact with the ribbon 1) is preferably equal to or slightly lower than the heating temperature of the ribbon 1.
  • the temperature of the rollers 4 and 5 may be set to a temperature that makes the temperature of the ribbon presser metal belt 3 appropriate.
  • the temperature of the rollers 4 and 5 it is desirable to set the temperature of the rollers 4 and 5 about 50° C. higher than the temperature of the heating element.
  • the temperature suitable for the heat treatment of the strip 1 can be selected.
  • the ribbon presser metal belt 3 is an example of a flexible member, and the flexible member is preferably a metal member from the viewpoint of flexibility and strength. For example, it is more preferable to use a material with excellent heat resistance such as heat-resistant stainless steel or a nickel-based super heat-resistant alloy.
  • the structure is such that the flexible member (thin ribbon holding metal belt 3) is pressed against the surface of the amorphous alloy ribbon 1 opposite to the surface in contact with the heating body. is pressed against the heating body (heating roller 2).
  • the amorphous alloy ribbon 1 is brought into close contact with the heating roller 2 by the ribbon pressing metal belt 3, and the amorphous alloy ribbon 1, the ribbon pressing metal belt 3, and the heating roller 2 move together. preferably.
  • the heating roller 2 is a heating body (heating body of the present disclosure) for directly contacting and heating the amorphous alloy ribbon.
  • the amorphous alloy ribbon 1 abuts (contacts) a part (partial region in the circumferential direction) of the outer peripheral surface of the cylindrical heating roller 2 and is heated.
  • the heating roller 2 may be provided with a driving force for conveying the amorphous alloy ribbon.
  • Either one of the rollers 4 and 5 may be used as the rollers for driving the ribbon presser metal belt 3 .
  • the roller 5 may be provided with a driving force, and the roller 4 may be driven mechanically. This makes it possible to avoid complicated control such as electrical synchronous operation of the rollers 4 and 5, and further eliminates the need to correct the synchronous deviation due to the difference in thermal expansion between the rollers 4 and 5.
  • the heating roller 2 is an example of a heating body having a convex surface for contacting and heating the amorphous alloy ribbon.
  • convex surface means a surface that rises toward the side of the amorphous alloy ribbon, and like the roller shown in FIG. Any shape such as a curved surface configured as a part of the member can be used as long as the amorphous alloy ribbon can follow and ensure sufficient contact.
  • FIG. 2 is a conceptual diagram showing another embodiment of the heat treatment method of the present disclosure.
  • the heat treatment method shown in FIG. 2 includes a heating roller 2 as a heating body, and ribbon pressing rollers 6, 7 and 8 as ribbon pressing members for pressing the amorphous alloy ribbon 1 against the heating roller 2 as a heating body.
  • the ribbon 1 is passed between the heating roller 2 (heating member) and the ribbon pressing rollers 6, 7 and 8, and is heated while being pressed against the heating member (heating roller 2).
  • the arrows indicate the movement of each part, and the heating roller 2 and ribbon pressing rollers 6, 7 and 8 are structured to rotate. Thereby, the amorphous alloy ribbon 1 is heated while being conveyed and pressed against the heating roller 2 .
  • FIG. 3 is a conceptual diagram illustrating another embodiment of the heat treatment method of the present disclosure.
  • a metal belt 33 and rollers 34 and 35 for supporting the metal belt 33 for holding the thin ribbon are provided.
  • the thin ribbon 1 is passed between the heating member 32 and the thin ribbon pressing metal belt 33 (thin ribbon pressing member), and the thin ribbon 1 is heated while being pressed against the heating member 32 .
  • Arrows indicate movements of respective parts, and the rollers 34 and 35 are structured to rotate. Thereby, the amorphous alloy ribbon 1 is heated while being conveyed and pressed against the heating body 32 .
  • the amorphous alloy ribbon when the amorphous alloy ribbon is brought into contact with the heating body to heat the amorphous alloy ribbon, the amorphous alloy ribbon is conveyed while the heating body is heated.
  • the amorphous alloy ribbon can be heated while being sandwiched between it and the ribbon pressing member.
  • the heating rate of the amorphous alloy ribbon is preferably 50° C./second to 4000° C./second.
  • the heating rate at which a fine nanocrystalline structure is realized differs depending on the composition. A temperature rate is required.
  • the lower limit of the temperature rise rate is 50° C./sec
  • the upper limit is the facility capacity of the heat treatment apparatus, the temperature of the heating body and the ribbon pressing member, and the contact state between the heating body and the ribbon pressing member and the ribbon. etc., but it is substantially about 4000° C./sec. It is preferably 500° C./second or more.
  • the heating body preferably has a width wider than that of the amorphous alloy ribbon.
  • the entire width of the ribbon comes into close contact with the heating body.
  • the distance from the contact of the amorphous alloy ribbon to the heating body until it separates from the heating body is 50 mm or more in terms of the length of the surface of the heating body. It is preferable to Further, it is more preferable that the distance between the contact of the amorphous alloy ribbon with the heating body and separation from the heating body is 150 mm or more in the length of the surface of the heating body.
  • the conveying speed of the amorphous alloy ribbon is preferably 1 m/min or more. In mass production, the faster the conveying speed, the higher the production volume, so the conveying speed is more preferably 10 m/min or more.
  • the contact time between the amorphous alloy ribbon and the heater is preferably 0.1 to 30 seconds.
  • the lower limit of contact time is more preferably 0.2 seconds, and the upper limit of contact time is more preferably 10 seconds, more preferably 5 seconds, and most preferably 2 seconds. In order to improve mass productivity, it is preferable to set the time from 0.2 seconds to 2 seconds when speeding up and stabilizing.
  • the maximum temperature reached by the ribbon may be higher than the temperature of the heating element due to self-heating associated with crystallization of the ribbon. If the temperature of the amorphous alloy ribbon becomes too high, desired magnetic properties cannot be obtained. Therefore, it is preferable to control the temperature of the ribbon to Tx2 + 160°C or less, where Tx2°C is the precipitation start temperature of FeB measured at a heating rate of 20 K/min for the amorphous alloy ribbon.
  • the heating temperature Ta, the transport speed, etc. are set so that this control can be performed. If the temperature exceeds Tx2+160° C., FeB precipitates and the magnetic properties deteriorate significantly.
  • the heat treatment method of the present disclosure by pressing the amorphous alloy ribbon against the heating body, the contact between the heating body and the ribbon is improved, the heat transfer is improved, and the temperature rise rate is increased. , more heat generated by crystallization can be released to the heating body and the pressing belt or roll, and the maximum temperature of the ribbon can be suppressed (temperature rise due to self-heating can be suppressed). Furthermore, wrinkles or streaks that tend to occur during crystallization can be suppressed by pressing with a belt or roll. As a result, heat treatment at higher temperatures becomes possible, and heat treatment can be performed at a high rate of temperature rise and with short-time contact. Therefore, productivity can be improved and a uniform nanocrystalline structure can be obtained, and a nanocrystalline alloy ribbon having a higher saturation magnetic flux density and excellent magnetic properties can be obtained.
  • the heating rate and maximum temperature of the amorphous alloy ribbon during heat treatment were confirmed by the following methods.
  • a radiation thermometer FLHX-TNE0090 manufactured by Japan Sensor Co., Ltd. was used to measure the surface temperature of the amorphous alloy ribbon. Since this radiation thermometer can only perform fixed-point measurement, temperature measurement of the amorphous alloy ribbon during heat treatment was performed without transporting the ribbon.
  • the thin ribbon presser metal belt 33 is not driven, the ribbon 1 is placed between the thin ribbon presser metal belt 33 and the heater 32, and tension is applied to the ribbon presser metal belt 33. Then, the ribbon 1 is pressed against the heating body 32. As shown in FIG.
  • FIG. 8 shows an example temperature profile measured.
  • the x-axis is time (seconds) and the y-axis is the measured ribbon temperature.
  • the contact time in FIG. 8 is the time during which the ribbon was pressed against the heating element. According to this measuring method, the ribbon temperature rises to about 400° C. before contacting the heating element. Therefore, as shown in FIG.
  • the rate of temperature increase was calculated as a value obtained by dividing the change in temperature from the point of contact with the heating plate until reaching the set temperature (520° C.) by the time.
  • the maximum temperature of the ribbon was the maximum temperature of the peak that appeared after the ribbon contacted the heating element.
  • the temperature of the ribbon was measured by making a measurement hole in the metal ribbon pressing belt 33 .
  • the pressure for pressing the amorphous alloy ribbon against the heating body is preferably 0.03 MPa or more. It is more preferably 0.04 MPa or more, still more preferably 0.05 MPa or more. In order to improve the contact between the amorphous alloy ribbon and the heating body, it is also effective to give the heating body a curvature. As for the curvature of the heating element, the radius of curvature is preferably 25 mm or more. In order to increase the rate of temperature rise during heating of the amorphous alloy ribbon, it is also effective to heat the pressing belt or roll to the same temperature as the heating body and heat the ribbon from both sides. , 3, heating rolls are used as the rolls 4, 5, 6, 7, 8, 34, and 35. It is also effective to set the temperature of the belt or rolls lower than the hot plate temperature Ta° C. in order to suppress the heat generated by the bccFe crystallization of the ribbon.
  • a nanocrystalline alloy ribbon having excellent magnetic properties and isotropy, and a nanocrystalline alloy ribbon that suppresses wrinkles or streaks and realizes a high space factor is obtained. be able to.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure has a saturation magnetic flux density Bs of 1.75 T or more, preferably 1.80 T or more.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure has a magnetic flux density B80 L when a magnetic field of 80 A / m is applied in the longitudinal direction of the nanocrystalline alloy ribbon, and a magnetic field of 80 A / m in the width direction orthogonal to the longitudinal direction. It is preferable that the ratio (B80 L /B80 W ) of the magnetic flux density B80 W of is 0.80 to 1.20, and that both B80 L and B80 W are 1.0 T or more. (B80 L /B80 W ) is more preferably 0.90 to 1.10.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure preferably has a space factor of 84.0% or more.
  • the space factor is preferably 86% or more, more preferably 88% or more.
  • the space factor can be measured by the following method based on JIS C 2534:2017. Twenty strips cut to a length of 120 mm are stacked and set on a flat sample stage, and a flat anvil with a diameter of 16 mm is placed on the stacked strip under a pressure of 50 kPa to measure the height at intervals of 10 mm in the width direction. Assuming that the maximum height at that time is hmax ( ⁇ m), the space factor LF is obtained from the following formula.
  • LF (%) sample weight (g)/density (g/cm 3 )/hmax ( ⁇ m)/sample length (240 cm)/ribbon width (cm) ⁇ 10000
  • the density (g/cm 3 ) is the density of the alloy ribbon after heat treatment. This density can be 7.5 g/cm 3 .
  • the amorphous alloy ribbon When the amorphous alloy ribbon is brought into contact with a heating body and heated to make the amorphous alloy ribbon into a nanocrystalline alloy ribbon, non-uniformity may occur due to variations in contact between the amorphous alloy ribbon and the heating body. If there is a local difference in the heating rate or temperature of the crystalline alloy ribbon, the progress of crystallization will also differ. As a result, localized distortion occurs, causing the problem that the alloy ribbon floats up from the heating body. At the raised portion, the self-heating due to crystallization becomes difficult to escape to the heating body, the alloy ribbon temperature rises rapidly, reaches the FeB precipitation temperature, and wrinkles or streaks are likely to occur. As a result, the space factor decreases and the wrinkles or streaks become very fragile, causing handling problems such as cracking during transportation and stacking, and deterioration of magnetic properties.
  • the amorphous alloy ribbon is pressed against the heating body by a ribbon holding member that contacts the opposite side of the amorphous alloy ribbon to the heating body, whereby the amorphous alloy ribbon is It is possible to uniformly heat the strip and suppress the floating of the alloy strip by pressing down, thereby suppressing the occurrence of wrinkles or streaks. Furthermore, it also has the effect of correcting wrinkles and the like caused by uneven cooling during casting of the amorphous alloy ribbon. Thereby, according to the present disclosure, wrinkles or streaks are suppressed, and a nanocrystalline alloy ribbon with good flatness is obtained.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure preferably has wrinkles or streaks with a height of 0.15 mm or less. More preferably, it is 0.10 mm or less. In the present disclosure, the height of wrinkles or streaks is also referred to as "wrinkle height.” Further, the wrinkle height can be evaluated by the method described in Examples below.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure has a coercive force Hc of 25 A/m or less, preferably 15 A/m or less, an iron loss (1 T, 1 kHz) of 15 W/kg or less, preferably 10 W/kg or less, and a saturation magnetostriction of 20 ppm. Below, it is preferably 15 ppm.
  • the thickness of the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is preferably 20 ⁇ m or more, more preferably 25 ⁇ m or more, and even more preferably 30 ⁇ m or more.
  • the width is preferably 10 mm or more, more preferably 100 mm or more, and still more preferably 200 mm or more.
  • the thickness of the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is preferably 50 ⁇ m or less because it becomes difficult to obtain good magnetic properties when the thickness is increased. Moreover, it is more preferably 40 ⁇ m or less.
  • the width of the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is too wide, stable production becomes difficult, so the width is preferably 500 mm or less. Moreover, it is more preferably 400 mm or less.
  • the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure can be used to form magnetic cores for use in transformers, electronic components, motors, and the like, so that magnetic cores with excellent properties can be obtained.
  • the magnetic core can be formed by stacking an alloy ribbon cut into a predetermined shape, winding the alloy ribbon, or stacking and bending the alloy ribbon.
  • the magnetic core and windings of the present disclosure may be combined with a magnetic core made of another magnetic material.
  • Example 1 An element source was blended so as to have each composition shown in Table 1, heated to 1300 ° C. to prepare a molten alloy, and the molten alloy was rotated at a peripheral speed of 30 m / sec on a cooling roll with an outer diameter of 400 mm and a width of 200 mm. and rapidly solidified on a cooling roll to produce an amorphous alloy ribbon.
  • the outer peripheral portion of the cooling roll is made of a Cu alloy with a thermal conductivity of 150 W/(m ⁇ K), and has a cooling mechanism for controlling the temperature of the outer peripheral portion.
  • the width of the produced amorphous alloy ribbon was 50 mm, and the thickness was 30 ⁇ m.
  • Amorphous alloy ribbons of each material were measured using a Rigaku differential scanning calorimeter DSC8231 at a heating rate of 20 K/min. °C and were measured. Table 1 shows the results.
  • a magnetic field of 8000 A/m is applied to the heat-treated veneer sample using a DC magnetization property tester manufactured by Metron Giken, and the maximum magnetic flux density at that time is measured and defined as Bs. Since the nanocrystalline alloy ribbon of the present disclosure is relatively easily saturated, it is saturated at the time of applying a magnetic field of 8000 A / m. Bs is represented by B8000 .
  • Magnetic flux density B80 A magnetic field of 80 A/m was applied to the nanocrystalline alloy ribbon in the longitudinal direction (casting direction) and in the width direction perpendicular to the longitudinal direction using a DC magnetization property tester manufactured by Metron Giken, and the maximum magnetic flux densities at that time were B80 L and B80, respectively. W , and the ratio B80 L /B80 W was calculated to evaluate the isotropy.
  • ⁇ Particle size ⁇ Particle size refers to the average particle size of the nanocrystals.
  • volume fraction is the volume fraction of nanocrystals, and the portion other than the nanocrystals is the amorphous portion. This volume fraction is determined by the ratio of the integrated intensity of nanocrystals and the integrated intensity of (crystal+amorphous).
  • the integrated intensity of the peak indicated by the nanocrystal and the halo pattern indicated by the amorphous is obtained by performing peak decomposition using the pseudo-Voigt function for the X-ray diffraction pattern, and the sum of the integrated intensities of all the peaks indicated by the nanocrystal is Ic, Assuming that the sum of the integrated intensities of all the halo patterns exhibited by the amorphous is Ia, the volume ratio V can be obtained from the formula (Equation 2) given below.
  • the wrinkle height is the height of wrinkles or streaks formed on the surface of the ribbon.
  • the height of the surface was measured, and the difference between the maximum value and the minimum value was calculated as the wrinkle height.
  • the reason why the ribbon is sandwiched between the glass plates is that if the ribbon is placed on the measurement stage alone, it will be partially lifted by undulations, etc., and this will affect the height of the ribbon. .
  • the field of view of the laser microscope was about 18 mm ⁇ 25 mm, three points of each sample were measured, and the largest value was taken as the wrinkle height.
  • a glass plate of 70 mm ⁇ 70 mm and a thickness of 3 mm was used.
  • FIG. 4 shows the evaluation results of the amorphous alloy ribbon of Sample No. 4 before heat treatment.
  • FIG. 5 shows the measurement results of the nanocrystalline alloy ribbon (No. 8) obtained by heat-treating the amorphous alloy ribbon of sample No. 4 before heat treatment at 510° C. without pressing. It was found that the wrinkles formed during the heat treatment were raised, and the difference between the maximum value and the minimum value (wrinkle height) was 0.156 mm. Moreover, the space factor of No. 8 was 83.5%.
  • FIG. 6 shows the measurement results of the nanocrystalline alloy ribbon (No. 9) obtained by heat-treating the amorphous alloy ribbon of sample No. 4 before heat treatment at 515° C. without pressing.
  • FIG. 7 shows the measurement results of the nanocrystalline alloy ribbon shown in sample No. 4, which was heat-treated at a pressing pressure of 0.115 MPa and a heating element temperature of 530°C. There were no wrinkles and the wrinkle height was 0.052 mm, which was better than that of the amorphous alloy ribbon. By heat-treating the ribbon while holding it down, wrinkles or streaks can be suppressed, and heat treatment can be performed at a higher temperature than when there is no presser. And the space factor was as good as 89.3%.
  • Example No. 7 the wrinkle height was as high as 0.220 mm.
  • the pressing pressure of the ribbon pressing member was as low as 0.029 MPa, which is considered to be the reason why the height of wrinkles was high.
  • Bs is 1.75 T or more
  • B80 L and B80 W are both 1.0 T or more
  • the ratio B80 L /B80 W is in the range of 0.80 to 1.20.
  • the coercive force Hc and iron loss were low, and excellent magnetic properties were exhibited. Therefore, a nanocrystalline alloy ribbon having excellent magnetic properties and isotropy was obtained.
  • a nanocrystalline alloy ribbon having a low wrinkle height, suppressed wrinkles or streaks, and realizing a high lamination factor was obtained.
  • a nanocrystalline alloy ribbon was obtained in which the average grain size of the nanocrystals was 30 nm or less and the volume fraction of the nanocrystals was 30% or more. In samples Nos.
  • the ribbon was heat-treated without being pressed against the heating body, and B80 L /B80 W did not fall within the range of 0.80 to 1.20, and the coercive force Hc was It was a high result.
  • Samples No. 8 and No. 9 were heat-treated without pressing the ribbon against the heating body, resulting in large wrinkles and a low lamination factor.
  • Sample No. 19 had a ribbon maximum temperature exceeding Tx2+160° C., a high (bad) coercive force Hc and core loss, a low B80, and a B80 L /B80 W greater than 1.2.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯を生産性の高い方法で得ることが可能なナノ結晶合金薄帯の製造方法を提供する。組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも１種であり、原子％で８０．０≦ａ≦８７．０、０≦ｂ≦９．０、１２．０≦ｃ≦１６．０、０≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５、０≦ｘ≦０．１であり、非晶質合金薄帯が搬送されるとともに、加熱体に押さえつけられて加熱され、非晶質合金薄帯の昇温速度２０Ｋ／分で測定したｂｃｃＦｅ結晶化開始温度をＴｘ１℃としたとき、加熱体は、Ｔｘ１＋８０℃以上、Ｔｘ１＋１６０℃以下の加熱温度Ｔａに加熱されるナノ結晶合金薄帯の製造方法。

Description

ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯
　本開示はナノ結晶構造を有するナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯に関する。
　ナノ結晶構造を有するナノ結晶合金薄帯は、優れた磁気特性が得られ、変圧器、電子部品、モータなどに利用されている。それらの変圧器、電子部品、モータなどは、小型化や高効率化が求められている。そのために、それらの部品（変圧器、電子部品、モータなど）に用いる磁心に使用されているナノ結晶合金の更なる特性の向上が求められている。そのナノ結晶合金に求められる特性として、飽和磁束密度が高いこと、コアロス（鉄損）が低いことがある。それらの部品のなかには、半導体などの高周波化にともない動作周波数を高くして小型化を計ることが進められており、コアロスの低い、Ｆｅ基非晶質合金やＦｅ基ナノ結晶合金が着目されており、商業的に普及させるため、価格、生産性、熱処理性に優れた軟磁性合金が求められている。
　Ｆｅ基ナノ結晶合金薄帯は非常に速い昇温速度で熱処理することで高い飽和磁束密度と低い保磁力、鉄損を両立できることがわかっている。速い昇温速度を実現する熱処理方法としては、加熱した板に薄帯を接触させる方法や加熱した板で薄帯を挟む方法などがしられている。
　特許文献１では、組成式Ｆｅ１００－ａ－ｂ－ｃＢａＣｕｂＭ’ｃで、Ｍ’は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、及びＣｏから選択される少なくとも1種の元素であり、１０≦ａ≦１６、０＜ｂ≦２、及び０≦ｃ≦８を満たす組成を有し、かつ非晶質相を有する合金を昇温速度１０℃／秒以上で加熱し、かつ、結晶化開始温度以上、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により、高飽和磁化と低保磁力を両立する軟磁性材料の製造方法が記載されている。
　特許文献２では、組成式Ｆｅ１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄＢａＳｉｂＣｕｃＭｄで表され、ａ、ｂ、ｃ、及びｄは、いずれも原子％であり、それぞれ、０＜ａ、０＜ｂ、０＜ｃ、０≦ｄ、及び、７８≦１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄを満足し、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を表すナノ結晶合金リボンであって、張力Fが加わる状態で連続走行させ、張力Fが加わる状態で連続走行するアモルファス合金リボンの一部の領域を、４５０℃以上の温度に維持された伝熱媒体に接触させることにより、アモルファス合金リボンの温度を３５０℃から４５０℃までの温度領域の平均昇温速度が１０℃／秒以上となる昇温速度で４５０℃以上の到達温度まで昇温させることが記載されている。
国際公開第2018/025931号 国際公開第2017/150440号
　特許文献１に記載された方法によると、加熱した板で薄帯を挟む方法が開示されている。この方法によれば、等方性で良好な特性を得ることができ、シワやスジの発生を抑制できる。しかしながら、薄帯を挿入し、加熱体で挟み、それを取り出すという熱処理の一連の作業に時間を要する。そして、一度に処理する量が限られるため、量産時に多量な薄帯を熱処理する方法としては適さない。
　また、特許文献１に記載の軟磁性材料は、Ｓｉを含有しないため、軟磁性材料の耐食性に寄与するＳｉＯ２膜が材料表面に形成されない。このため、錆などの防止が困難となる。
　特許文献２に記載された方法によると、加熱した板に薄帯を接触させる方法が開示されている。薄帯を搬送しながら熱処理できるため、量産性は高い。また、良好な磁気特性も得られる。しかしながら、薄帯に張力をかけて、薄帯を加熱板に均一に接触させるようにしているが、移動する薄帯を加熱板に均一に接触させ続けるには工夫が必要である。また、薄帯片面のみが加熱板に接触して搬送されており、加熱板と接触している面の反対側の面が拘束されていないため、加熱板に接触時の結晶化によるシワやスジの発生または薄帯が部分的に浮き上がるのを抑制できない恐れもあった。
　また、ナノ結晶合金薄帯は、所定の合金組成に調整された合金溶湯を回転する冷却ロールに噴出させ、急冷凝固させて合金薄帯を製造したのち、その合金薄帯を熱処理することにより製造される。ナノ結晶合金薄帯は厚さが薄く、所定の幅で、長尺状の薄帯として製造される。この製造方法によれば、鋳造方向（長手方向）に異方性が導入されやすく、熱処理された後でも、長尺状の長手方向と、その長手方向に直交する幅方向とにおいて、磁気特性が異なる傾向にある。
　例えば、モータなどに使用されるナノ結晶合金薄帯には、できる限り等方性の特性であることが求められる。しかし、上記したように、ナノ結晶合金薄帯において、優れた磁気特性（高い飽和磁束密度、低い鉄損）を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯を、生産性の高い方法で得ることは難しかった。
　本開示では、優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯を得ること、また、シワまたはスジなどが抑制され、高い占積率を実現するナノ結晶合金薄帯を得ること、また、それらを生産性の高い方法で得ること、が可能なナノ結晶合金薄帯の製造方法を提供することを目的とする。
　また、その方法で得られ、優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯、また、シワまたはスジなどが抑制され、高い占積率を実現するナノ結晶合金薄帯を提供することを目的とする。
　本開示は以下の構成を備える。
＜１＞　非晶質合金薄帯と加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱し、平均粒径３０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有するナノ結晶合金薄帯を製造する方法において、
　前記ナノ結晶合金薄帯は、組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも1種であり、原子％で８０．０≦ａ≦８７．０、０≦ｂ≦９．０、１２．０≦ｃ≦１６．０、０≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５、０≦ｘ≦０．１であり、
　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯は搬送されるとともに、前記非晶質合金薄帯の前記加熱体に接触する面の反対面に薄帯押え部材が接触し、前記加熱体と前記薄帯押え部材との間に前記非晶質合金薄帯が挟まれた状態で加熱され、
　前記非晶質合金薄帯の昇温速度２０Ｋ／分で測定したｂｃｃＦｅ結晶化開始温度をＴｘ１℃としたとき、前記加熱体は、Ｔｘ１＋８０℃以上、Ｔｘ１＋１６０℃以下の加熱温度Ｔａに加熱されるナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜２＞　薄帯押え部材が柔軟部材である＜１＞に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜３＞　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯の昇温速度が５０℃／秒～４０００℃／秒である＜１＞または＜２＞に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜４＞　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯の搬送速度が１ｍ／分以上である＜１＞から＜３＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜５＞　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯の前記加熱体との接触時間が０．１秒～３０秒である＜１＞から＜４＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜６＞　前記非晶質合金薄帯の昇温速度２０Ｋ／分で測定したＦｅＢ析出開始温度をＴｘ２℃としたとき、前記加熱体と接触して加熱された非晶質合金薄帯の最高温度をＴｘ２＋１６０℃以下に制御する＜１＞から＜５＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜７＞　前記組成式において、８２．０≦ａ≦８６．５、０．０１≦ｂ≦３．０、１３．０≦ｃ≦１５．０、０．０１≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５である＜1＞から＜６＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜８＞　前記非晶質合金薄帯は前記加熱体または前記薄帯押え部材に押さえつけられた状態で加熱され、前記非晶質合金薄帯を加熱体に押さえつける圧力が０．０３ＭＰａ以上である＜１＞から＜７＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜９＞　前記ナノ結晶合金薄帯表面のシワ高さが０．１５ｍｍ以下であり、占積率が８４．０％以上である＜１＞から＜８＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜１０＞　前記ナノ結晶合金薄帯は、飽和磁束密度Ｂｓが１．７５Ｔ以上である＜１＞から＜９＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜１１＞　前記ナノ結晶合金薄帯の長手方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｌと、前記長手方向に直交する幅方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｗと、の比（Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗ）が０．８０～１．２０であり、かつＢ８０Ｌ、Ｂ８０Ｗともに１．０Ｔ以上である＜１＞から＜１０＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜１２＞　前記ナノ結晶合金薄帯は、保磁力Ｈｃが２５Ａ／ｍ以下、鉄損（１Ｔ，１ｋＨｚ）が１５Ｗ／ｋｇ以下、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下である＜１＞から＜１１＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜１３＞　前記非晶質合金薄帯は、厚さが２０μｍ以上、幅が１０ｍｍ以上である＜１＞から＜１２＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
＜１４＞　平均粒径が３０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有するナノ結晶合金薄帯において、
　組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも1種であり、原子％で８０．０≦ａ≦８７．０、０≦ｂ≦９．０、１２．０≦ｃ≦１６．０、０≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５、０≦ｘ≦０．１であり、
　飽和磁束密度Ｂｓが１．７５Ｔ以上であり、
　ナノ結晶合金薄帯の長手方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｌと、前記長手方向に直交する幅方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｗと、の比（Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗ）が０．８０～１．２０であり、かつＢ８０Ｌ、Ｂ８０Ｗともに１．０Ｔ以上であるナノ結晶合金薄帯。
＜１５＞　前記組成式において、８２．０≦ａ≦８６．５、０．０１≦ｂ≦３．０、１３．０≦ｃ≦１５．０、０．０１≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５である＜１４＞に記載のナノ結晶合金薄帯。
＜１６＞　前記ナノ結晶合金薄帯表面のシワ高さが０．１５ｍｍ以下であり、占積率が８４．０％以上である＜１４＞または＜１５＞に記載のナノ結晶合金薄帯。
＜１７＞　保磁力Ｈｃが２５Ａ／ｍ以下、鉄損（１Ｔ，１ｋＨｚ）が１５Ｗ／ｋｇ以下、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下である＜１４＞から＜１６＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯。
＜１８＞　厚さが２０μｍ以上であり、幅が１０ｍｍ以上である＜１４＞から＜１７＞のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯。
　本開示によれば、優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯を、また、シワまたはスジなどが抑制され、高い占積率を実現するナノ結晶合金薄帯を、生産性の高い方法で得ることが可能なナノ結晶合金薄帯の製造方法を提供することができる。
　また、その方法で得られ、優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯、また、シワまたはスジなどが抑制され、高い占積率を実現するナノ結晶合金薄帯を提供することができる。
本開示の熱処理方法の一実施形態を示す概念図である。 本開示の熱処理方法の別の実施形態を示す概念図である。 本開示の熱処理方法の別の実施形態を示す概念図である。 本開示の試料No.4の熱処理前の非晶質合金薄帯のシワ高さを評価したレーザ　　ー顕微鏡写真である。 本開示の試料No.8のシワ高さを評価したレーザー顕微鏡写真である。 本開示の試料No.9のシワ高さを評価したレーザー顕微鏡写真である。 本開示の試料No.4のシワ高さを評価したレーザー顕微鏡写真である。 本開示の熱処理時の温度プロファイルの一例である。
　以下、本開示の実施形態について詳細に説明する。本開示は、以下の実施形態に何ら制限されず、本開示の目的の範囲内において、適宜変更を加えて実施することができる。
　本開示において、「～」を用いて示された数値範囲は、「～」の前後に記載される数値をそれぞれ下限値及び上限値として含む範囲を示す。本開示に段階的に記載されている数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよい。また、本開示に記載されている数値範囲において、ある数値範囲で記載された上限値又は下限値は、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
　本開示において、２以上の好ましい態様の組み合わせは、より好ましい態様である。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも1種であり、原子％で８０．０≦ａ≦８７．０、０≦ｂ≦９．０、１２．０≦ｃ≦１６．０、０≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５、０≦ｘ≦０．１である。
　本開示のナノ結晶合金薄帯の組成に関して、以下に詳細に説明する。
　Ｆｅ（鉄）は、原子％で８０．０％以上８７．０％以下である。
　Ｆｅの含有量を８０．０％以上とすることにより、高い飽和磁束密度を得ることができる。好ましくは８１％以上であり、さらに好ましくは８２．０％以上であり、さらに好ましくは８２．５％以上であり、さらに好ましくは８３%以上であり、さらに好ましくは８３．５％以上であり、さらに好ましくは８４％以上である。
　また、Ｆｅの含有量が８７．０%を超えるとアモルファス化が困難となるため、Ｆｅの含有量は８７．０％以下とする。好ましくは８６．５％以下であり、さらに好ましくは８６％以下である。
　また、Ｆｅの一部をＮｉおよびＣｏの少なくとも1種の元素に置換しても良い。（Ｆｅ１－ｘＡｘ）としたとき、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ｘは０．１以下である。Ｆｅの一部をＡ元素で置換することは任意であり、ｘ＝０でも構わない。Ｎｉは少量置換で結晶粒径成長を抑制し、保磁力を低減する効果がある。しかし、ｘ＝０．１を超えると効果が少なくなるかつ飽和磁束密度を大幅に下げる。好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．０３以下である。ＣｏはＦｅを置換することで飽和磁束密度を高くする効果があるが、非常に高価および保磁力や鉄損を増加させるため、０．１以下が良く、好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．０３以下である。
　Ｆｅの一部をＮｉおよびＣｏの少なくとも1種の元素に置換する場合、（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａで表すａが上記したＦｅの範囲８０．０％以上８７．０％以下（８０．０≦ａ≦８７．０）と同じ範囲となる。好ましくは８１％以上であり、さらに好ましくは８２．０％以上であり、さらに好ましくは８２．５％以上であり、さらに好ましくは８３%以上であり、さらに好ましくは８３．５％以上であり、さらに好ましくは８４％以上である。また、好ましくは８６．５％以下であり、さらに好ましくは８６％以下である。
　Ｓｉ（ケイ素）は、原子％で０％以上９．０％以下である。
　Ｓｉは０％でもかまわない。Ｓｉを含有することにより、合金表面に数十nm厚さのＳｉＯ２の酸化膜を形成させることができる。これにより、ナノ結晶合金薄帯の耐食性を向上させることができる。この耐食性の向上の効果を得るためには、Ｓｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。また、０．１５％以上とすることがより好ましく、１．０％以上とすることがよい好ましい。
　Ｓｉの含有量が９．０％を超えると、高い飽和磁束密度を得ることが困難となり、また、合金薄帯の板厚を厚肉化することが困難となる。このため、Ｓｉの含有量は９．０％以下とする。好ましくは５．０％以下であり、好ましくは４％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下であり、さらに好ましくは２％以下である。
　Ｂ（ホウ素）は、原子％で１２．０％以上１６．０％以下である。
　Ｂの含有量が１２．０未満ではアモルファスの形成が困難となるため、Ｂの含有量は１２．０％以上とする。好ましくは１２．５％以上であり、さらに好ましくは１３．０％以上であり、さらに好ましくは１３．５%以上である。
　Ｂの含有量が１６．０％を超えると、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度とＦｅＢ析出開始温度との差が小さくなり、熱処理が可能な温度範囲が狭くなる。熱処理が可能な温度範囲が狭くなると、生産性に影響を生じやすい。そのため、Ｂの含有量は１６．０％以下とする。好ましくは１５．０％以下であり、さらに好ましくは１４．５％以下であり、さらに好ましくは１４．４％以下である。
　Ｃｕ（銅）は、原子％で０％以上１．５％以下である。
　Ｃｕの含有量は０％でも良いが、Ｃｕを含有させることにより、均一微細なナノ結晶組織を得やすい。特に、低鉄損とするために、Ｃｕを含有させることが好ましい。このため、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１％以上である。さらに０．２％以上、または０．４%以上、または０．５％以上としてもよい。
　Ｃｕの含有量が１．５％を超えると、脆化しやすくなり、軟磁性合金薄帯の厚肉化が困難となる。このため、Ｃｕの含有量は、１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．９％以下である。さらに０．８５％以下、または０．７％以下、または０．６％以下としてもよい。
　Ｍ元素は、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｚｒ，ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも１種であり、原子％で０％以上１．５％以下である。
　Ｍ元素は、０％であっても良いが、Ｍ元素を含有させることにより、軟磁性を著しく劣化させるＦｅＢ化合物の析出開始温度を高温側にシフトさせることができる。これにより、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）結晶化開始温度とＦｅＢ析出開始温度との差を広くすることができ、最適な熱処理温度の範囲を広げる効果を有し、熱処理条件を緩和させることができる。好ましくは０．１％以上であり、さらに好ましくは０．１５%以上である。
　Ｍ元素は、高価であるため価格が上がってしまう。このため、含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｍ元素の含有量は、１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．９％以下である。さらに０．８％以下、または０．７％以下、または０．６％以下としてもよい。
　またＭ元素は、０．４％未満とすることも好ましく、さらに０．３％以下とすることも好ましく、さらに０．２５％以下とすることも好ましい。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、Ｃ（炭素）を含有していても良い。Ｃは１質量％以下が好ましい。Ｃを含有することにより、溶湯の流動性がよくなり（溶湯の粘性が低減する）、冷却ロールとの密着がよくなり、合金薄帯の表面平滑化に寄与する効果が期待でき、また、Cは合金薄帯の表面に偏析しやすく、熱処理時に表面に拡散する際、構造緩和を促進し、直流ＢＨ曲線の角形性を改善する効果が期待できる。また、Ｃを含有させるとき、０．０３質量％以上であることが好ましい。
　また、本開示のナノ結晶合金薄帯は、上記した元素以外にも不純物を含有し得る。
　不純物としては、例えば、Ｓ（硫黄）、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｐ、Ｔｉ、Ａｌ等が挙げられる。例えば、Ｓの含有量は、好ましくは２００質量ｐｐｍ以下であり、Ｏの含有量は、好ましくは５０００質量ｐｐｍ以下であり、Ｎの含有量は、好ましくは１０００質量ｐｐｍ以下であり、Ｔｉの含有量は好ましくは１０００質量ｐｐｍ以下であり、Ａｌの含有量は好ましくは１０００質量ｐｐｍ以下である。これらの不純物の総含有量は、０．５質量％以下であることが好ましい。また、上記の範囲であれば、不純物に相当する元素が添加されていてもかまわない。
　本開示のナノ結晶合金薄帯の製造方法について、説明する。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、上記した合金組成を備える合金溶湯を回転する冷却ロール上に噴出させ、冷却ロール上で急冷凝固させて合金薄帯を得て、その合金薄帯を熱処理することにより、得ることができる。合金溶湯を急冷凝固して得られた合金薄帯は、アモルファス状態の合金組織となっており、非晶質合金薄帯となっている。この非晶質合金薄帯を熱処理することにより、ナノ結晶合金薄帯が得られる。なお、合金溶湯を急冷凝固して得られた非晶質合金薄帯は、微細な結晶からなる結晶相が存在していても良い。
　合金溶湯は、目的とする合金組成となる各元素源（純鉄、フェロボロン、フェロシリコン等）を配合し、誘導加熱炉で加熱し、融点以上として溶融して合金溶湯とすることができる。
　合金溶湯を所定形状のスリット状のノズルから回転する冷却ロール上に噴出させて、合金溶湯を冷却ロール上で急冷凝固させて、合金薄帯を得ることができる。このとき、冷却ロールは外径３５０～１０００ｍｍ、幅１００～４００ｍｍ、回転の周速は２０～３５ｍ／秒とすることができる。この冷却ロールは内部に外周部の温度上昇を抑制するための冷却機構（水冷など）を備えている。
　また、冷却ロールの外周部が熱伝導率１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上となるＣｕ合金で構成されていることが好ましい。外周部の熱伝導率を１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることにより、合金溶湯が合金薄帯へ鋳造される際の冷却速度を高めることができる。こうすることにより、合金薄帯の脆化を抑制し、合金薄帯の厚肉化を可能とするとともに、鋳造時の表面結晶化を抑制することで熱処理時の結晶粒の粗大化を抑制し、鉄損を低くできる。
　また、冷却ロールの外周部の熱伝導率は１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることが好ましく、さらに１８０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることが好ましい。特に、ナノ結晶合金薄帯の厚さが３０μｍ以上となる場合は、外周部の熱伝導率を１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上とすることが好ましい。
　なお、冷却ロールの外周部とは、合金溶湯が接する部分であり、その厚さは５～１５ｍｍ程度あればよく、その内側はロール構造を維持する構造材を用いればよい。
　上記の急冷法で製造された非晶質合金薄帯を熱処理することにより、ナノ結晶合金薄帯を得る。本開示のナノ結晶合金薄帯の製造方法は、熱処理方法に特徴を有する。
　本開示の熱処理方法は、非晶質合金薄帯と加熱体とを接触させて非晶質合金薄帯を加熱する方法であり、非晶質合金薄帯と加熱体とを接触させて非晶質合金薄帯を加熱するとき、非晶質合金薄帯は搬送されるとともに、非晶質合金薄帯の加熱体に接触する面の反対面に薄帯押え部材が接触し、加熱体と薄帯押え部材との間に非晶質合金薄帯が挟まれた状態で加熱される。
　非晶質合金薄帯の昇温速度２０Ｋ／分で測定したｂｃｃＦｅ結晶化開始温度をＴｘ１℃としたとき、加熱体の加熱温度Ｔａを、Ｔｘ１＋８０℃以上、Ｔｘ１＋１６０℃以下の温度とする。
　非晶質合金薄帯の昇温速度が５０℃／秒～４０００℃／秒となるように設定されることが好ましい。また、非晶質合金薄帯の搬送速度が１ｍ／分以上であることが好ましい。
　本開示において、非晶質合金薄帯の加熱体に接触する面の反対面に柔軟部材を押しつけて、非晶質合金薄帯を加熱体に押さえつけるようにしても良い。
　柔軟部材としては、金属部材とすることが好ましい。
　また、薄帯押え部材としては、ベルトやロールとしてもよい。
　本開示の熱処理方法の一例について説明する。
　図１は、本開示の熱処理方法の一実施形態を示す概念図である。
　図１に示す熱処理方法は、加熱体となる加熱ローラ２と、薄帯押え金属ベルト３（薄帯押え部材）と、その薄帯押え金属ベルト３を支持するローラ４，５とを備えている。
　加熱ローラ２と薄帯押え金属ベルト３（薄帯押え部材）とは、接触可能な状態で配置されており、この加熱ローラ２（加熱体）と薄帯押え金属ベルト３との間に非晶質合金薄帯１が挟まれた状態で、非晶質合金薄帯１を加熱する。
　このとき、非晶質合金薄帯１は薄帯押え金属ベルト３（薄帯押え部材）により加熱体（加熱ローラ２）に押さえつけられた状態となる。なお、薄帯押え金属ベルト３（薄帯押え部材）が非晶質合金薄帯１を加熱体（加熱ローラ２）に押さえつける状態であってもよいし、加熱体（加熱ローラ２）が非晶質合金薄帯１を薄帯押え金属ベルト３（薄帯押え部材）に押さえつける状態であってもよい。以下、非晶質合金薄帯１が薄帯押え金属ベルト３（薄帯押え部材）により加熱体（加熱ローラ２）に押さえつけられた状態として説明する。
　図１において、矢印は各部の動きを示しており、加熱ローラ２，ローラ４，５は回転する構造となっている。これにより、非晶質合金薄帯１（以下、薄帯１とも記載する）は搬送されながら、かつ加熱ローラ２に押さえつけられながら加熱される。なお、ローラ４，５も加熱することができる加熱ローラを用いることが好ましい。これにより、薄帯押え金属ベルト３を加熱しておくことが好ましい。ローラ４，５を加熱ローラとする場合、薄帯押え金属ベルト３の温度（薄帯１に接するときの温度）を、薄帯１の加熱温度と同等か、やや低い温度とすることが好ましい。ローラ４，５の温度は、薄帯押え金属ベルト３の温度を適切とするための温度とすればよい。例えば、ローラ４，５の温度を加熱体の温度より５０℃ほど高く設定することも望ましい。薄帯押え金属ベルト３、ローラ４，５の温度は、薄帯１の熱処理に適した温度を選択することができる。
　薄帯押え金属ベルト３は、柔軟部材の一例であり、柔軟部材は、可撓性、強度の観点から、金属部材が好ましい。例えば、耐熱性ステンレスやニッケル基の超耐熱合金などの耐熱性にすぐれた材質を用いることがより好ましい。
　上記の熱処理方法によると、非晶質合金薄帯１の加熱体に接触する面の反対面に柔軟部材（薄帯押え金属ベルト３）を押し付ける構造となり、これにより、非晶質合金薄帯１は、加熱体（加熱ローラ２）に押さえつけられる。なお、非晶質合金薄帯１は、薄帯押え金属ベルト３で加熱ローラ２に密接し、非晶質合金薄帯１、薄帯押え金属ベルト３、および加熱ローラ２が一体とした動きをすることが好ましい。
　ここで、加熱ローラ２は、非晶質合金薄帯に直接接して、加熱するための加熱体（本開示の加熱体）である。非晶質合金薄帯１は、円柱状の加熱ローラ２の外周面の一部（周方向の一部領域）に当接（接触）し、加熱される。加熱ローラ２に非晶質合金薄帯の搬送駆動力を持たせてもよい。薄帯押え金属ベルト３を駆動するためのローラは、ローラ４，５の両方でも、どちらか一方でも構わない。ローラ５に駆動力を持たせ、ローラ４は機械的に従属させる構成としてもよい。こうすることにより、ローラ４やローラ５に対する電気的同期運転といった複雑な制御を回避することができ、更に、ローラ４とローラ５の熱膨張差による同期ズレを修正する必要もなくなる。
　なお、加熱ローラ２は、非晶質合金薄帯を当接させて加熱するための凸面を有する加熱体の一例である。また、「凸面」とは、非晶質合金薄帯側に盛り上がった面を意味し、図１に示すローラのように、円柱（円筒）形の側面の曲面の他、かまぼこ型部材の曲面のように部材の一部に構成された曲面など、非晶質合金薄帯が追随して十分な接触が確保される形状であればよい。
　図２は、本開示の熱処理方法の別の実施形態を示す概念図である。
　図２に示す熱処理方法は、加熱体となる加熱ローラ２と、非晶質合金薄帯１を加熱体となる加熱ローラ２に押さえつける薄帯押え部材として、薄帯押えローラ６，７，８を備えている。この加熱ローラ２（加熱体）と薄帯押えローラ６，７，８との間に薄帯１を通し、薄帯１を加熱体（加熱ローラ２）に押さえつけながら、加熱する。矢印は各部の動きを示しており、加熱ローラ２，薄帯押えローラ６，７，８は回転する構造となっている。これにより、非晶質合金薄帯１は搬送されながら、かつ加熱ローラ２に押さえつけられながら加熱される。なお、薄帯押えローラ６，７，８も加熱することができる加熱ローラを用いることが好ましい。
　図３は、本開示の熱処理方法の別の実施形態を示す概念図である。
　図３に示す熱処理方法は、図１の加熱ローラ２の代わりに、かまぼこ型（半円型）の加熱体３２とし、非晶質合金薄帯１を加熱体３２に押さえつける手段として、薄帯押え金属ベルト３３と、その薄帯押え金属ベルト３３を支持するローラ３４，３５とを備えている。この加熱体３２と薄帯押え金属ベルト３３（薄帯押え部材）との間に薄帯１を通し、薄帯１を加熱体３２に押さえつけながら、加熱する。矢印は各部の動きを示しており、ローラ３４，３５は回転する構造となっている。これにより、非晶質合金薄帯１は搬送されながら、かつ加熱体３２に押さえつけられながら加熱される。なお、ローラ３４，３５も加熱することができる加熱ローラを用いることが好ましい。これにより、薄帯押え金属ベルト３３を加熱しておくことが好ましい。
　図１，２，３に示したとおり、非晶質合金薄帯と加熱体とを接触させて非晶質合金薄帯を加熱するとき、非晶質合金薄帯を搬送しつつ、加熱体と薄帯押え部材との間に非晶質合金薄帯が挟まれた状態で加熱することができる。
　このとき、非晶質合金薄帯の昇温速度を５０℃／秒～４０００℃／秒とすることが好ましい。熱処理によりナノ結晶合金薄帯を得るとき、微細なナノ結晶組織を実現する昇温速度は組成により異なるが、高い飽和磁束密度を得られる低Ｃｕ、低Ｍ元素、高Ｆｅ量の組成ほど速い昇温速度が必要となる。本開示の組成の場合、昇温速度の下限は５０℃／秒とし、上限は熱処理装置の設備能力、加熱体および薄帯押さ部材の温度、加熱体および薄帯押さ部材と薄帯の接触状態などによって決めることができるが、実質的に４０００℃／秒程度である。好ましくは５００℃／秒以上である。
　加熱体は非晶質合金薄帯の幅より広い幅を有していることが好ましい。これにより、非晶質合金薄帯が加熱体に押し付けられたとき、薄帯の全幅が加熱体に密接する。また、非晶質合金薄帯が加熱体に押し付けられて加熱されるとき、非晶質合金薄帯が加熱体に接触してから離れるまでの距離は、加熱体表面の長さにおいて、５０ｍｍ以上とすることが好ましい。また、この非晶質合金薄帯が加熱体に接触してから離れるまでの距離は、加熱体表面の長さにおいて１５０ｍｍ以上とすることがより好ましい。
　非晶質合金薄帯の搬送速度は１ｍ／分以上とすることが好ましい。量産では搬送速度を高速化するほど生産量が上がるため、搬送速度は１０ｍ／分以上がより好ましい。
　非晶質合金薄帯と加熱体が接触する接触時間は０．１秒から３０秒とすることが好ましい。接触時間の下限は０．２秒がより好ましく、接触時間の上限は１０秒がより好ましく、さらに５秒がより好ましく、２秒が最も好ましい。量産性を向上させるため、高速化及び安定化する場合、０．２秒から２秒とすることが好ましい。
　非晶質合金薄帯を熱処理する際、薄帯の結晶化に伴う自己発熱により薄帯が到達する最高温度が加熱体温度よりも高くなる場合がある。非晶質合金薄帯の温度が高温になりすぎると、所望の磁気特性が得られなくなる。そのため、非晶質合金薄帯を昇温速度２０Ｋ／分で測定したＦｅＢの析出開始温度をＴｘ２℃としたとき、薄帯の温度がＴｘ２＋１６０℃以下となるように制御することが好ましい。この制御ができるように、加熱温度Ｔａ、搬送速度などを設定する。Ｔｘ２＋１６０℃を超えるとＦｅＢが析出し、磁気特性が大幅に劣化してしまう。
　本開示の熱処理方法によれば、非晶質合金薄帯を加熱体に押さえつけることにより、加熱体と薄帯の接触がよくなり、熱の伝達が向上し、昇温速度が速くなるのに加え、結晶化により発生した熱を加熱体および押さえつけベルトやロールにより多く逃がすことができるようになり、薄帯の最高温度を抑制する（自己発熱による温度上昇を抑制する）ことができる。さらにベルトやロールで押さえつけることで結晶化時に生じやすいシワまたはスジを抑制することができる。これにより、より高温での熱処理が可能になり、速い昇温速度と短時間接触での熱処理が可能となる。よって、生産性を向上させるとともに均一なナノ結晶組織を得ることができ、より高飽和磁束密度で優れた磁気特性を持つナノ結晶合金薄帯を得ることができる。
〔熱処理時の非晶質合金薄帯の昇温速度と最高温度〕
　熱処理時の非晶質合金薄帯の昇温速度と最高温度については、以下の方法で確認した。
　非晶質合金薄帯の表面温度測定はジャパンセンサー（株）製放射温度計ＦＬＨＸ―ＴＮＥ００９０を使用した。この放射温度計は定点測定しかできないため、熱処理時の非晶質合金薄帯の温度測定は薄帯を搬送しない状態で実施した。図３に示した方法で、薄帯押え金属ベルト３３は駆動させず、薄帯１を薄帯押え金属ベルト３３と加熱体３２との間に配置し、薄帯押え金属ベルト３３に張力を印加して、薄帯１を加熱体３２に押さえつける構成とした。そして、所定の時間押えつけ、薄帯の温度を測定した。これにより、薄帯が加熱体に押さえつけられてからの温度変化を確認した。
　図８に測定した一例の温度プロファイルを示す。Ｘ軸が時間（秒）でＹ軸が測定した薄帯の温度である。上記の方法で、設定温度（５２０℃）に加熱した加熱体に薄帯を押えつけて測定した。図８の接触時間が、薄帯が加熱体に押さえつけられていた時間である。この測定方法によると、加熱体に接触する前に薄帯温度は４００℃程度まで上昇する。そのため、昇温速度は図８に示すように加熱板に接触した時点から設定温度（５２０℃）に到達するまでの温度変化を時間で割った値として算出した。薄帯の最高温度は加熱体に薄帯が接触したのち現れるピークの最大温度とした。なお、薄帯の温度測定は、薄帯押え金属ベルト３３に測定用の穴を開けて測定した。
　非晶質合金薄帯を加熱体に押さえつける圧力は、０．０３ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは０．０４ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは０．０５ＭＰａ以上である。
　非晶質合金薄帯と加熱体の接触をさらによくするために加熱体に曲率を持たせるのも有効である。加熱体の曲率としては、その曲率半径が２５ｍｍ以上であることが好ましい。
　非晶質合金薄帯の加熱時の昇温速度を速くするため、押さえつけのベルトやロールを加熱体同等の温度に加熱し、薄帯の両面から加熱することも有効であり、図１，２，３では、ロール４，５，６，７，８，３４，３５として加熱ロールを用いている。薄帯のｂｃｃＦｅ結晶化の発熱を抑制するためベルトやロールの温度を加熱板温度Ｔａ℃より低く設定することも有効である。
　本開示によれば、優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯、また、シワまたはスジなどが抑制され、高い占積率を実現するナノ結晶合金薄帯を得ることができる。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、飽和磁束密度Ｂｓが１．７５Ｔ以上であり、さらに１．８０T以上であることが好ましい。
　また、本開示のナノ結晶合金薄帯は、ナノ結晶合金薄帯の長手方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｌと、長手方向に直交する幅方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｗと、の比（Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗ）が０．８０～１．２０であり、かつＢ８０Ｌ、Ｂ８０Ｗともに１．０Ｔ以上であることが好ましい。（Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗ）はより好ましくは０．９０～１．１０である。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、占積率が８４．０％以上であることが好ましい。占積率は、好ましくは８６％以上、さらに好ましくは８８％以上である。
　なお、占積率は、ＪＩＳ　Ｃ　２５３４：２０１７に準拠した以下の方法で測定することができる。
　長さ１２０ｍｍに切断した薄帯を２０枚重ね平らな試料台にセットし、直径１６ｍｍの平らなアンビルを５０ｋＰａの圧力で積層した薄帯に乗せ幅方向に１０ｍｍ間隔で高さを測定する。そのときの最大高さをｈｍａｘ（μｍ）とし以下の計算式から占積率ＬＦを求める。ＬＦ（%）＝試料の重量（ｇ）／密度（ｇ／ｃｍ３）／ｈｍａｘ（μｍ）／試料長さ（２４０ｃｍ）／薄帯の幅（ｃｍ）×１００００
　このとき、密度（ｇ／ｃｍ３）は、熱処理後の合金薄帯の密度である。この密度は７．５ｇ／ｃｍ３とすることができる。
　非晶質合金薄帯を加熱体に接触させて加熱し、非晶質合金薄帯をナノ結晶合金薄帯とする際、非晶質合金薄帯と加熱体との接触のばらつきなどにより、非晶質合金薄帯の昇温速度や温度に局所的な差が生じると結晶化の進み方にも差が生じる。これにより局所的な歪が生じ、合金薄帯が加熱体から浮き上がる問題が生じる。浮き上がった部分では結晶化による自己発熱を加熱体に逃がしづらくなり、合金薄帯温度が急上昇し、ＦｅＢ析出温度に達し、シワまたはスジとなりやすくなる。これにより、占積率が低下するとともに、シワまたはスジ部は非常に脆くなるため、搬送、積層時などに割れるなど取り扱い上の問題および磁気特性の劣化を引き起こす。
　本開示によれば、非晶質合金薄帯の加熱体に接触する面の反対面に接触する薄帯押え部材により、非晶質合金薄帯を加熱体に押さえつけることで、非晶質合金薄帯の加熱を均一に行えるとともに押さえつけることで合金薄帯の浮き上がりを抑制し、シワまたはスジの発生を抑えることを可能とした。さらに、非晶質合金薄帯鋳造時に発生した、冷却ばらつきにより生じたシワなどを修正する効果もある。これにより、本開示によれば、シワまたはスジが抑制され、平坦性の良好なナノ結晶合金薄帯が得られる。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、シワまたはスジの高さが０．１５ｍｍ以下であることが好ましい。より好ましくは０．１０ｍｍ以下である。本開示において、シワまたはスジの高さを「シワ高さ」とも記載する。また、シワ高さは下記の実施例にて説明する方法で評価することができる。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、保磁力Ｈｃが２５Ａ／ｍ以下、好ましくは１５Ａ／ｍ以下、鉄損（１Ｔ，１ｋＨｚ）が１５Ｗ／ｋｇ以下、好ましくは１０Ｗ／ｋｇ以下、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下、好ましくは１５ｐｐｍであることが好ましい。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、厚さが２０μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは２５μｍ以上、さらに好ましくは３０μｍ以上である。幅が１０ｍｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１００ｍｍ以上、さらに好ましくは２００ｍｍ以上である。
　なお、本開示のナノ結晶合金薄帯は、厚さが厚くなると、良好な磁気特性が得られにくくなるため、５０μｍ以下の厚さとすることが好ましい。また、より好ましくは４０μｍ以下である。また、本開示のナノ結晶合金薄帯は、幅が広くなり過ぎると、安定した生産が困難となるため、５００ｍｍ以下の幅とすることが好ましい。また、より好ましくは４００ｍｍ以下である。
　本開示のナノ結晶合金薄帯は、変圧器、電子部品、モータなどに用いる磁心を構成することにより、優れた特性を備える磁心を得ることができる。
　磁心を構成する場合、合金薄帯を所定形状にカットして積み重ねること、合金薄帯を巻き回すこと、合金薄帯を積み重ねて曲げることなどにより、磁心を構成することができる。
　また、本開示の磁心と巻線とを組み合わせて、変圧器、電子部品、モータなどの部品を構成することにより、優れた特性を備える部品を得ることができる。この場合、本開示の磁心と他の磁性材料による磁心とを組み合わせても良い。
〔実施例１〕
　表１に示す各組成となるように元素源を配合し、１３００℃に加熱して合金溶湯を作製し、その合金溶湯を周速３０ｍ／秒で回転する外径４００ｍｍ、幅２００ｍｍの冷却ロール上に噴出させ、冷却ロール上で急冷凝固させて、非晶質合金薄帯を作製した。なお、冷却ロールの外周部は、熱伝導率が１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）のＣｕ合金で構成されており、内部には外周部の温度制御用の冷却機構を備えている。作製した非晶質合金薄帯の幅は５０ｍｍであり、厚さは３０μｍであった。
　各材質の非晶質合金薄帯について、リガク製示差走査熱量計ＤＳＣ８２３１を用いて、昇温速度２０Ｋ／分で測定し、ｂｃｃＦｅ（αＦｅ）の結晶化開始温度Ｔｘ１℃と、ＦｅＢ析出開始温度Ｔｘ２℃と、を測定した。結果を表１に示す。
　表１に示す各材質の非晶質合金薄帯を用い、熱処理条件を変えて、熱処理を行い、ナノ結晶合金薄帯を作製した。各条件および評価結果を表２、３に示す。なお、表の空欄は未測定である。
　各試料（ナノ結晶合金薄帯）について、鉄損、飽和磁束密度Ｂｓ、磁束密度Ｂ８０、保磁力Ｈｃ、飽和磁歪、粒径、体積率、シワ高さ、占積率を測定した。それぞれの測定は以下のとおりである。
〔鉄損〕
　東英工業製交流磁気測定装置ＴＷＭ１８ＳＲにて熱処理後の単板試料を磁束密度１Ｔ，周波数１ｋＨｚの条件で測定した。
〔飽和磁束密度Ｂｓ〕
　メトロン技研製直流磁化特性試験装置にて熱処理後の単板試料に磁界８０００Ａ／ｍ印加し、その時の最大磁束密度を測定し、Ｂｓとする。本開示のナノ結晶合金薄帯は、比較的飽和しやすい特性であるため、磁界８０００Ａ／ｍ印加時点で飽和しており、Ｂ８０００と飽和磁束密度Ｂｓがほぼ同じ値となるため、飽和磁束密度ＢｓをＢ８０００で表す。
〔磁束密度Ｂ８０〕
　メトロン技研製直流磁化特性試験装置にてナノ結晶合金薄帯の長手方向（鋳造方向）および長手方向と直交する幅方向にそれぞれ磁界８０Ａ／ｍ印加し、その時の最大磁束密度をそれぞれＢ８０Ｌ，Ｂ８０Ｗとし、その比Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗを算出し、等方性の評価をおこなった。
〔保磁力Ｈｃ〕
　メトロン技研製直流磁化特性試験装置にてナノ結晶合金薄帯の長手方向（鋳造方向）に磁界８０００Ａ／ｍ印加した後磁界を徐々に弱くし、磁束密度が０Ｔとなった磁界を保磁力とした。
〔飽和磁歪〕
　共和電業製歪ゲージを張り付けた試料に電磁石で５ｋＯｅの磁界を印加し、電磁石を３６０°回転させ、試料に印加する磁界の方向を３６０°変化させせたときに生じた試料の伸びおよび収縮の最大変化量を歪ゲージの電気抵抗値の変化から測定した。飽和磁歪＝２／３×最大変化量とした。
〔粒径〕
　粒径とは、ナノ結晶の平均粒径のことである。
　ナノ結晶の平均粒径はＸ線回折実験から得られたＸ線回折パターン中の（１１０）面からの回折ピークの半値全幅を用いて、シェラーの式から求めた。（１１０）ピークの半値全幅は回折パターンに対する擬Ｖｏｉｇｔ関数を用いたピーク分解を行うことによって求め、平均粒径をＤ、半値全幅をＷ、回折角をθ、シェラー定数をＫ、Ｘ線の波長をλとすると、以下で与えられるシェラーの式（数１）からＤが求まる。ただし今回の場合、Ｘ線の波長λ＝０．１５４０５０ｎｍ，シェラー定数Ｋ＝０．８９１を仮定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
〔体積率〕
　体積率は、ナノ結晶の体積率であり、ナノ結晶以外の部分は非晶質の部分である。
　この体積率は、ナノ結晶の積分強度と（結晶＋アモルファス）の積分強度の比で求める。ナノ結晶が示すピークおよびアモルファスが示すハローパターンの積分強度は、Ｘ線回折パターンに対する擬Ｖｏｉｇｔ関数を用いたピーク分解を行うことによって求め、ナノ結晶が示す全てのピークの積分強度の合計をＩｃ、アモルファスが示す全てのハローパターンの積分強度の合計をＩａとすると以下で与えられる式（数２）から体積率Vは求まる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
〔シワ高さ〕
　シワ高さは、薄帯表面に形成された、シワまたはスジの高さのことであり、各試料（ナノ結晶合金薄帯）をガラス板に挟んだ状態でＫｅｙｅｎｃｅ製レーザー顕微鏡ＶＲ３２００にて薄帯表面の高さを測定し、その最大値と最小値の差をシワ高さとして算出した。ガラス板に挟んだ理由は、薄帯が非常に薄く薄帯のみを測定ステージに置くとうねりなどで薄帯が部分的に浮き上がり高さに影響するため、それらの影響を極力小さくする目的である。また、レーザー顕微鏡の観察視野は約１８ｍｍ×２５ｍｍであり、各試料３か所を測定し、最も大きい値をシワ高さとした。ガラス板は７０ｍｍ×７０ｍｍ、厚さ３ｍｍのものを用いた。
　図４に、試料No.4の熱処理前の非晶質合金薄帯の評価結果を示す。薄帯表面に凹凸があるため、熱処理前でもシワ高さは０．０７３ｍｍの値を示した。
　図５に、試料No.4の熱処理前の非晶質合金薄帯を押えなしで、５１０℃で熱処理したナノ結晶合金薄帯（No.8）の測定結果を示す。熱処理中に形成されたシワ部が盛り上がっているのがわかり最大値と最小値の差（シワ高さ）は０．１５６ｍｍであった。また、No.8の占積率は８３．５％であった。
　図６に、試料No.4の熱処理前の非晶質合金薄帯を押えなしで、５１５℃で熱処理したナノ結晶合金薄帯（No.9）の測定結果を示す。ほぼ全面にシワが形成され、最大値と最小値の差（シワ高さ）は０．３８１ｍｍであった。また、No.9の占積率は７８．０％であった。
　図７に、試料No.4に示す、押え圧力０．１１５ＭＰａ、加熱体温度５３０℃で熱処理したナノ結晶合金薄帯の測定結果を示す。シワなどがなく、シワ高さは非晶質合金薄帯より良好な０．０５２ｍｍであった。薄帯を押さえて熱処理することで、シワまたはスジを抑制でき、押えなしの時より高温で熱処理が可能となる。そして、占積率は８９．３％と良好であった。
　また、No.1の実施例では、シワ高さ０．０７２ｍｍが得られ、占積率は８９．０％であり、No.5の実施例では、シワ高さ０．０４３ｍｍが得られ、占積率は８９．２％であり、No.6の実施例では、シワ高さ０．０８７ｍｍが得られ、占積率は８９．０％であった。
　また、No.7の実施例では、シワ高さ０．２２０ｍｍと高かった。このNo.7は、薄帯押え部材による押え圧力が０．０２９ＭＰａと低く、この点でシワ高さが高くなったものと考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本開示の実施例によれば、Ｂｓが１．７５Ｔ以上で、Ｂ８０Ｌ，Ｂ８０Ｗがいずれも１．０Ｔ以上であり、その比Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗが０．８０～１．２０の範囲のものが得られた。また、保磁力Ｈｃや鉄損が低く、優れた磁気特性を示した。したがって、優れた磁気特性を備えるとともに、等方性を備えたナノ結晶合金薄帯が得られた。また、シワ高さも低く、シワまたはスジなどが抑制され、高い占積率を実現するナノ結晶合金薄帯が得られた。また、ナノ結晶の平均粒径は３０ｎｍ以下であり、ナノ結晶の体積率は３０％以上のナノ結晶合金薄帯が得られた。
　試料No.14,15,16では、薄帯を加熱体に押さえつけることをしないで熱処理したものであり、Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗが０．８０～１．２０の範囲に入らず、保磁力Ｈｃが高い結果であった。
　試料No.8とNo.9は、薄帯を加熱体に押さえつけることをしないで熱処理したものであり、シワ高さが大きく、占積率が低くなる。
　試料No.19は、薄帯の最高温度がＴｘ２＋１６０℃を超えており、保磁力Ｈｃや鉄損が高く（悪い）、Ｂ８０が低く、Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗが１．２より大きかった。

 

Claims (18)

  1. 　非晶質合金薄帯と加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱し、平均粒径３０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有するナノ結晶合金薄帯を製造する方法において、
    　前記ナノ結晶合金薄帯は、組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも1種であり、原子％で８０．０≦ａ≦８７．０、０≦ｂ≦９．０、１２．０≦ｃ≦１６．０、０≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５、０≦ｘ≦０．１であり、
    　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯は搬送されるとともに、前記非晶質合金薄帯の前記加熱体に接触する面の反対面に薄帯押え部材が接触し、前記加熱体と前記薄帯押え部材との間に前記非晶質合金薄帯が挟まれた状態で加熱され、
    　前記非晶質合金薄帯の昇温速度２０Ｋ／分で測定したｂｃｃＦｅ結晶化開始温度をＴｘ１℃としたとき、前記加熱体は、Ｔｘ１＋８０℃以上、Ｔｘ１＋１６０℃以下の加熱温度Ｔａに加熱されるナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  2. 　前記薄帯押え部材が柔軟部材である請求項１に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  3. 　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯の昇温速度が５０℃／秒～４０００℃／秒である請求項１または請求項２に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  4. 　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯の搬送速度が１ｍ／分以上である請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  5. 　前記非晶質合金薄帯と前記加熱体とを接触させて前記非晶質合金薄帯を加熱するとき、前記非晶質合金薄帯の前記加熱体との接触時間が０．１秒～３０秒である請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  6. 　前記非晶質合金薄帯の昇温速度２０Ｋ／分で測定したＦｅＢ析出開始温度をＴｘ２℃としたとき、前記加熱体と接触して加熱された非晶質合金薄帯の最高温度をＴｘ２＋１６０℃以下に制御する請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  7. 　前記組成式において、８２．０≦ａ≦８６．５、０．０１≦ｂ≦３．０、１３．０≦ｃ≦１５．０、０．０１≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５である請求項1から請求項６のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  8. 　前記非晶質合金薄帯は前記加熱体または前記薄帯押え部材に押さえつけられた状態で加熱され、前記非晶質合金薄帯の押さえつけられる圧力が０．０３ＭＰａ以上である請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法
  9. 　前記ナノ結晶合金薄帯表面のシワ高さが０．１５ｍｍ以下であり、占積率が８４．０％以上である請求項１から請求項８のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  10. 　前記ナノ結晶合金薄帯は、飽和磁束密度Ｂｓが１．７５Ｔ以上である請求項１から請求項９のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法
  11. 　前記ナノ結晶合金薄帯の長手方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｌと、前記長手方向に直交する幅方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｗと、の比（Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗ）が０．８０～１．２０であり、かつＢ８０Ｌ、Ｂ８０Ｗともに１．０Ｔ以上である請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  12. 　前記ナノ結晶合金薄帯は、保磁力Ｈｃが２５Ａ／ｍ以下、鉄損（１Ｔ，１ｋＨｚ）が１５Ｗ／ｋｇ以下、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下である請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  13. 　前記非晶質合金薄帯は、厚さが２０μｍ以上、幅が１０ｍｍ以上である請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯の製造方法。
  14. 　平均粒径が３０ｎｍ以下の結晶粒がアモルファス相中に存在する組織を有するナノ結晶合金薄帯において、
    　組成式（Ｆｅ１－ｘＡｘ）ａＳｉｂＢｃＣｕｄＭｅで表され、ＡはＮｉおよびＣｏの少なくとも１種であり、ＭはＮｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、ＨｆおよびＷから選ばれた少なくとも1種であり、原子％で８０．０≦ａ≦８７．０、０≦ｂ≦９．０、１２．０≦ｃ≦１６．０、０≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５、０≦ｘ≦０．１であり、
    　飽和磁束密度Ｂｓが１．７５Ｔ以上であり、
    　ナノ結晶合金薄帯の長手方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｌと、前記長手方向に直交する幅方向に磁界８０Ａ／ｍ印加したときの磁束密度Ｂ８０Ｗと、の比（Ｂ８０Ｌ／Ｂ８０Ｗ）が０．８０～１．２０であり、かつＢ８０Ｌ、Ｂ８０Ｗともに１．０Ｔ以上であるナノ結晶合金薄帯。
  15. 　前記組成式において、８２．０≦ａ≦８６．５、０．０１≦ｂ≦３．０、１３．０≦ｃ≦１５．０、０．０１≦ｄ≦１．５、０≦ｅ≦１．５である請求項１４に記載のナノ結晶合金薄帯。
  16. 　前記ナノ結晶合金薄帯表面のシワ高さが０．１５ｍｍ以下であり、占積率が８４．０％以上である請求項１４または請求項１５に記載のナノ結晶合金薄帯。
  17. 　保磁力Ｈｃが２５Ａ／ｍ以下、鉄損（１Ｔ，１ｋＨｚ）が１５Ｗ／ｋｇ以下、飽和磁歪が２０ｐｐｍ以下である請求項１４から請求項１６のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯。
  18. 　厚さが２０μｍ以上であり、幅が１０ｍｍ以上である請求項１４から請求項１７のいずれか１項に記載のナノ結晶合金薄帯。

     
PCT/JP2022/023736 2021-06-16 2022-06-14 ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯 WO2022264999A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022559370A JPWO2022264999A1 (ja) 2021-06-16 2022-06-14

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021099933 2021-06-16
JP2021-099933 2021-06-16
JP2021129413 2021-08-06
JP2021-129413 2021-08-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022264999A1 true WO2022264999A1 (ja) 2022-12-22

Family

ID=84526520

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/023736 WO2022264999A1 (ja) 2021-06-16 2022-06-14 ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JPWO2022264999A1 (ja)
WO (1) WO2022264999A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190770A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 株式会社プロテリアル 磁性シートの製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5483622A (en) * 1977-12-16 1979-07-03 Matsushita Electric Ind Co Ltd Heat treatment method for amorphous magnetic alloy sheet
JPS63302504A (ja) * 1987-06-02 1988-12-09 Hitachi Metals Ltd 磁心およびその製造方法
JPH0219442A (ja) * 1988-07-07 1990-01-23 Nippon Steel Corp 超微細結晶組織を有する高飽和磁束密度Ｆｅ基合金
JP2002280224A (ja) * 2001-01-05 2002-09-27 Humanelecs Co Ltd アモルファス合金粉末コア及びナノクリスタル合金粉末コア並びにそれらの製造方法
JP2013055182A (ja) * 2011-09-02 2013-03-21 Nec Tokin Corp 軟磁性合金粉末、ナノ結晶軟磁性合金粉末、その製造方法、および圧粉磁心
JP2016145373A (ja) * 2015-02-06 2016-08-12 Ｎｅｃトーキン株式会社 Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5483622A (en) * 1977-12-16 1979-07-03 Matsushita Electric Ind Co Ltd Heat treatment method for amorphous magnetic alloy sheet
JPS63302504A (ja) * 1987-06-02 1988-12-09 Hitachi Metals Ltd 磁心およびその製造方法
JPH0219442A (ja) * 1988-07-07 1990-01-23 Nippon Steel Corp 超微細結晶組織を有する高飽和磁束密度Ｆｅ基合金
JP2002280224A (ja) * 2001-01-05 2002-09-27 Humanelecs Co Ltd アモルファス合金粉末コア及びナノクリスタル合金粉末コア並びにそれらの製造方法
JP2013055182A (ja) * 2011-09-02 2013-03-21 Nec Tokin Corp 軟磁性合金粉末、ナノ結晶軟磁性合金粉末、その製造方法、および圧粉磁心
JP2016145373A (ja) * 2015-02-06 2016-08-12 Ｎｅｃトーキン株式会社 Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190770A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 株式会社プロテリアル 磁性シートの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2022264999A1 (ja) 2022-12-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6444504B2 (ja) 積層磁芯及びその製造方法
JP6669082B2 (ja) Ｆｅ基軟磁性合金薄帯およびそれを用いた磁心
TWI614772B (zh) 基於奈米晶粒磁性合金之磁芯
MX2013001344A (es) Placa de acero magnetica direccional y metodo de produccion para la misma.
JP6867744B2 (ja) Ｆｅ基ナノ結晶合金の製造方法
JP6080094B2 (ja) 巻磁心およびこれを用いた磁性部品
TWI769275B (zh) 非晶質合金條帶及其製造方法
TW200800440A (en) An amorphous alloy thin strip excellent in magnetic property and space factor
JP6605182B2 (ja) アモルファス合金リボン及びその製造方法、アモルファス合金リボン片
WO2022264999A1 (ja) ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯
WO2019009311A1 (ja) 巻磁心及び巻磁心の製造方法
CN111801752A (zh) 磁性芯及其制造方法和线圈部件
JP5656114B2 (ja) 超急冷Ｆｅ基軟磁性合金薄帯および磁心
JP2021105212A (ja) 軟磁性合金、軟磁性合金薄帯およびその製造方法、磁心、ならびに部品
CN113557315B (zh) 铁基合金
JP5206017B2 (ja) 高珪素鋼板の製造方法
TWI733766B (zh) 疊層塊磁芯、疊層塊及疊層塊之製造方法
WO2022264998A1 (ja) ナノ結晶合金薄帯の製造方法、およびナノ結晶合金薄帯
JP5131747B2 (ja) 二方向性電磁鋼板の製造方法
CN113053611A (zh) 软磁性合金、软磁性合金薄带及其制造方法、磁芯以及部件
WO2023190963A1 (ja) ナノ結晶合金薄帯の製造方法、及び磁性シートの製造方法
JP7424549B1 (ja) ナノ結晶合金薄帯及び磁性シート
US20220238266A1 (en) Soft magnetic alloy, soft magnetic alloy ribbon, method of manufacturing soft magnetic alloy ribbon, magnetic core, and component
JP2022113111A (ja) 軟磁性合金、軟磁性合金薄帯およびその製造方法、磁心、ならびに部品

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022559370

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22824987

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE