專利名稱：軟磁性合金薄帶及其制造方法以及具有軟磁性合金薄帶的磁性部件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及不僅具有高飽和磁通密度和低磁芯損耗且具有優(yōu)異的絕緣性、耐腐蝕性和韌性的軟磁性合金薄帶及其制造方法、以及具有軟磁性合金薄帶的磁性部件。
背景技術(shù)：
各種的變壓器、電抗器、扼流圈、噪音降低部件、激光器電源、加速器用脈沖功率磁性部件、馬達(dá)、發(fā)電機(jī)等中使用的軟磁性材料，有硅鋼、鐵氧體、非晶合金、狗基納米結(jié)晶合金等。硅鋼價(jià)格低且磁通密度高，但在高頻的用途中磁芯損耗大，并且難以如非晶薄帶那樣薄地形成。鐵氧體的飽和磁通密度低，因此在工作磁通密度大的高功率用途中容易磁飽和。 Co基非晶合金價(jià)格高，而且對于實(shí)用的組成，飽和磁通密度低，為IT以下，因此如果用于高功率的用途，部件變大，而且具有熱不穩(wěn)定性，因此由于經(jīng)時變化，磁芯損耗增加。作為以低價(jià)的狗為主成分的非晶合金，日本特開平5-140703號公開了具有由 (FeaSibBcCd) 100_xSnx(其中，以原子 ％計(jì) a = 0. 80 0. 86、b = 0. 01 0. 12、c = 0. 06 0. 16、d = 0. 001 0. 04、a+b+c+d = 1和χ = 0. 05 1. 0)表示的組成且具有優(yōu)異的軟磁特性(大的磁通密度、低的頑磁力和良好的方形性)的變壓器磁芯用的基非晶合金。但是，就該基非晶合金而言，由原子間距離、配位數(shù)和濃度確定的飽和磁通密度的理論上限低達(dá)1. 65Τ，具有大的磁致伸縮，特性因應(yīng)力而劣化，對于音頻帶而S/N比差。為了增加 Fe基非晶合金的飽和磁通密度，也提出了用Co、Ni等將！^的一部分加以置換，但按高成本比較效果小。日本特開平1-156451號公開了軟磁性狗基納米結(jié)晶合金，其具有由(Fei_aCoa) 100_x_y_z_aCuxSiyBzM' a (其中，M'為選自 Nb、W、Ta、Zr、Hf、Ti 和 Mo 中的至少一種元素，a、 χ、y、ζ和α分別為以原子％計(jì)滿足0彡a彡0. 3,0. 1彡χ彡3、3彡y彡6、4彡ζ彡17、 10 < y+z < 20和0. 1 < α < 5的條件的數(shù)。)表示的組成，組織的50%以上含有平均粒徑1000埃以下的晶粒。但是，該狗基納米結(jié)晶合金是在制作了非晶合金后通過熱處理進(jìn)行微細(xì)結(jié)晶化的產(chǎn)物，因此只具有1. 5Τ左右的飽和磁通密度。作為狗基納米結(jié)晶合金薄帶的制造方法，日本特開2001-252749號公開了如下方法將包含10原子％以下的B的狗基合金的熔液澆注到冷卻輥上，將得到的非晶帶在 100 300°C的溫度范圍從冷卻輥剝離，接下來在結(jié)晶化溫度以上(例如550°C )進(jìn)行熱處理。但是，日本特開2001-252749號沒有記載熱處理氣氛。由于在惰性氣體氣氛中進(jìn)行急冷和剝離，因此認(rèn)為熱處理也在惰性氣體氣氛中進(jìn)行是妥當(dāng)?shù)?。此外，日本專利?639689號公開了如下方法，其為將具有由 (FeaSibBcCd) 100_XPX(其中，a、b、c和d為分別以原子％計(jì)滿足70彡a彡86、1彡b彡19、 7彡c彡20,0. 02彡d彡4和a+b+c+d = 100的條件的數(shù)，χ為以重量％計(jì)滿足 0. 003 ^ χ ^ 0. 1的條件的數(shù)。)表示的組成的合金的熔液，通過縫式噴嘴噴出到在移動中的冷卻基板上，使其急冷凝固，制造板厚30 μ m以下的非晶薄帶后，通過進(jìn)行退火，制造狗基納米結(jié)晶合金薄帶的方法，該方法使從合金的熔點(diǎn)到150 320°C的溫度范圍的平均冷卻速度至少為103°C /秒，在成為150°C 320°C的溫度時將薄帶從冷卻基板剝離。退火條件為360°C、1小時。日本專利第3639689號也沒有記載退火氣氛。由于在惰性氣體氣氛中進(jìn)行急冷，因此考慮退火也在惰性氣體氣氛中進(jìn)行是妥當(dāng)?shù)?。日本特開2006-40906號公開了如下方法通過將！^基合金的熔液急冷凝固，制作具有平均粒徑為50nm以下的a-i^e結(jié)晶相在非晶相中析出的混相組織且能夠180°的彎曲的薄帶，通過在比α -Fe結(jié)晶相的結(jié)晶化溫度高的溫度下對上述薄帶進(jìn)行熱處理，從而制造軟磁性合金薄帶。但是，該軟磁性合金薄帶的飽和磁通密度為1.6Τ左右，不能滿足需要。日本特開2008-231533號公開了軟磁性狗基合金薄帶，其具有由Fe1(1(1_x_yAxXy(其中，A為Cu和/或Au，X為選自B、Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，χ和y分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ < 5和10 < y < M的條件的數(shù)。)表示的組成，在距薄帶的表面超過120nm的深度，具有平均粒徑為60nm以下的體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒在非晶中以30% 以上的體積分率分散的母相組織，并且在距薄帶的表面為120nm以內(nèi)的深度具有非晶層。 關(guān)于該軟磁性狗基合金薄帶，通過將狗基合金的熔液急冷，制作平均粒徑30nm以下的微細(xì)晶粒在非晶中以小于30%的體積分率析出的!^e基合金薄帶，對該!^e基合金薄帶實(shí)施在 300°C以上的溫度范圍的平均升溫速度為100°C /分鐘以上的熱處理而制造。該軟磁性狗基合金薄帶具有1. 7T以上的高飽和磁通密度和低頑磁力。日本特開2008-231533號記載了熱處理能夠在大氣中、真空中、Ar、氮、氦等惰性氣體中進(jìn)行，但特別優(yōu)選在惰性氣體中進(jìn)行。但是，沒有大氣中熱處理的實(shí)施例。如果對平均粒徑30nm以下的微細(xì)晶粒在非晶中以小于30 %的體積分率析出的！^基合金薄帶在大氣中進(jìn)行熱處理，則在表面形成的氧化被膜過厚，絕緣性變高，會有所謂首要的飽和磁通密度傾向于降低的問題。

發(fā)明內(nèi)容
因此，本發(fā)明的目的在于，提供不僅具有高飽和磁通密度和低磁芯損耗且具有優(yōu)異的絕緣性、耐腐蝕性和韌性的軟磁性合金薄帶、及其制造方法以及使用了其的磁性部件。用于解決問題的手段鑒于上述目的深入研究的結(jié)果，本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)為了制造不僅具有高飽和磁通密度和低磁芯損耗而且具有優(yōu)異的絕緣性、耐腐蝕性和韌性的狗基合金的軟磁性薄帶，對具有微細(xì)結(jié)晶核的初始微結(jié)晶合金薄帶進(jìn)行熱處理時的氣氛中的氧濃度進(jìn)行控制是重要的， 想到了本發(fā)明。S卩，本發(fā)明的第一軟磁性合金薄帶，其特征在于，具有由i^1(l(l_x_y_zAxByXz(其中，A為 Cu和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、( 和Be中的至少一種元素，x、y和ζ分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5、10彡y彡22、1彡ζ彡10和x+y+z彡25的條件的數(shù)。)表示的組成，具有平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒在非晶相中以50%以上的體積分率分散的母相，在距表面的深度為30 130nm的范圍具有B濃度比上述母相高的非晶層。在第一軟磁性合金薄帶中，上述高B濃度非晶層中的B量優(yōu)選比上述母相中的B 量多0. 5原子％以上。第一軟磁性合金薄帶優(yōu)選在從表面到深度為50nm的位置之間具有 Cu濃度比表面低的層。上述低Cu濃度層中的Cu量優(yōu)選為小于上述母相中的Cu量的50 %。
本發(fā)明的第二軟磁性合金薄帶，其特征在于，具有由i^1(l(l_x_y_zAxByXz (其中，A為Cu 和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，x、y和ζ分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5、10彡y彡22、1彡ζ彡10和x+y+z彡25的條件的數(shù)。)表示的組成，具有平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒在非晶相中以50%以上的體積分率分散的母相， 表面具有氧化被膜，上述氧化被膜的一部分是具有比上述母相中的平均B濃度低的B濃度的層。在第二軟磁性合金薄帶中，從表面到深度為IOnm的位置的平均B濃度優(yōu)選為1原子％以下。從表面到深度為IOnm的位置的氧化被膜中的B/i^e的原子比優(yōu)選為1/20以下。 從表面到深度為IOnm的位置的平均Cu濃度優(yōu)選為2原子％以下。上述氧化被膜中的Cu/ Fe的原子比優(yōu)選為1/10以下。上述氧化被膜中的平均狗濃度優(yōu)選為10原子％以上。在第一和第二軟磁性合金薄帶中，上述元素X中，Si和/或P優(yōu)選是必含元素。Fe 的一部分在合金1. 5原子％以下的范圍內(nèi)可以被選自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、&、Nb、Mo、Hf、 Ta和W中的至少一種元素加以置換。本發(fā)明的磁性部件，其特征在于，包括上述軟磁性合金薄帶的任一種。制造第一軟磁性合金薄帶的本發(fā)明的方法，其特征在于，(1)通過將具有上述組成的合金的熔液噴出到旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上而急冷，形成具有平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核在非晶相中以大于0%且小于30%的體積分率分散的母相的初始微結(jié)晶合金薄帶，此時將上述初始微結(jié)晶合金薄帶在到達(dá)170 350°C的溫度時從上述冷卻輥剝離，接下來，(2)對上述初始微結(jié)晶合金薄帶在低濃度的含氧氣氛中實(shí)施熱處理。熱處理氣氛的氧濃度優(yōu)選為 6 18%。制造第二軟磁性合金薄帶的本發(fā)明的方法，其特征在于，(1)通過將具有上述組成的合金的熔液噴出到旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上而急冷，形成具有平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核在非晶相中以大于0%且小于30%的體積分率分散的母相的初始微結(jié)晶合金薄帶，接下來，(2)對上述初始微結(jié)晶合金薄帶在具有6 18%的氧濃度的氣氛中實(shí)施熱處理。在上述第一和第二軟磁性合金薄帶中，各層并沒有以清楚的邊界劃分，意味著滿足規(guī)定的條件的厚度方向的范圍。發(fā)明的效果將通過急冷而形成的初始微結(jié)晶合金薄帶在低氧濃度的氣氛中進(jìn)行熱處理而得到的本發(fā)明的軟磁性合金薄帶，不僅具有高飽和磁通密度和低磁芯損耗，而且具有優(yōu)異的絕緣性、耐腐蝕性和韌性。


圖1為表示本發(fā)明的軟磁性合金薄帶的表面區(qū)域的顯微組織的概略圖。圖2(a)為表示具有!^baUUuSi5B11的組成的實(shí)施例1的試料1-18的軟磁性合金薄帶中Fe、B、Si和Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖2(b)為表示具有!^ebal.Cu1Ji5B11的組成的實(shí)施例1的試料1-18的軟磁性合金薄帶中0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖3(a)為表示具有!^ebal. Cu1Ji5B11的組成的比較例1的試料2-10的軟磁性合金薄帶中Fe、B、Si和Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。
6
圖3(b)為表示具有!^ebal. Cu1Ji5B11的組成的比較例1的試料2-10的軟磁性合金薄帶中0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖4(a)為表示具有!^bal-Cik6Si9B11的組成的實(shí)施例1的試料1-1的軟磁性合金薄帶中Fe、B、Si和Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖4(b)為表示具有!^bal-Cik6Si9B11的組成的實(shí)施例1的試料1-1的軟磁性合金薄帶中0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖5 (a)為表示具有!^ebalCu1Ni1Nb1Si4B12的組成的實(shí)施例2的試料3-1的軟磁性合金薄帶中Fe、B、Si、Cu、Nb和Ni的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖5 (b)為表示具有!^ebalCu1Ni1Nb1Si4B12的組成的實(shí)施例2的試料3-1的軟磁性合金薄帶中0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖6 (a)為表示具有!^ebalCu1Nb1Si4B12的組成的實(shí)施例2的試料3-2的軟磁性合金薄帶中Fe、B、Si、Cu和Nb的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖6 (b)為表示具有!^ebalCu1Nb1Si4B12的組成的實(shí)施例2的試料3-2的軟磁性合金薄帶中0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖7(a)為表示具有!^ebal.CUl.35Si3Bn的組成的實(shí)施例5的軟磁性合金薄帶中Fe、 B、Si、Cu和0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖7(b)為詳細(xì)地表示圖7(a)的坐標(biāo)圖中B、Si和Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖7(c)為詳細(xì)地表示圖7(a)的坐標(biāo)圖中Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖8(a)為表示具有Fqal.CUl.35Si3Bn的組成的比較例2的軟磁性合金薄帶中Fe、 B、Si、Cu和0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖8(b)為詳細(xì)地表示圖8(a)的坐標(biāo)圖中B、Si和Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖8(c)為詳細(xì)地表示圖8(a)的坐標(biāo)圖中Cu的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖9為表示具有Fqal.CUl.35Si2B12的組成的實(shí)施例6的軟磁性合金薄帶中Fe、B、 Si、Cu和0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖10(a)為表示具有!^ebal.Cu1.2Si5BnP2的組成的實(shí)施例10的軟磁性合金薄帶中 Fe、B、Si、Cu、P和0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖10(b)為詳細(xì)地表示圖10(a)的坐標(biāo)圖中B、Si、Cu和P的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖10(c)為詳細(xì)地表示圖10(a)的坐標(biāo)圖中Cu和P的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。圖11為表示具有!^ebal. Ci^35Si4B12P4的組成的實(shí)施例11的軟磁性合金薄帶中Fe、 B、Si、Cu、P和0的濃度分布與深度的關(guān)系的坐標(biāo)圖。
具體實(shí)施例方式[1]磁性合金(1)組成本發(fā)明的軟磁性合金薄帶具有由FeiQQ_x_y_zAxByXz(其中，A為Cu和/或Au，X為選自
7Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，x、y和ζ分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5、 10<y<22、l<z< 10和x+y+z<25的條件的數(shù)。)表示的組成。為了具有1.7T以上的飽和磁通密度Bs，必須成為具有bcc-Fe的微細(xì)結(jié)晶(納米結(jié)晶)的組織，因此，需要！^ 濃度高。具體而言，需要狗濃度為75原子％以上，優(yōu)選為77原子％以上。在上述組成范圍內(nèi)，由0. 3彡χ彡2. 0、10彡y彡20和1彡ζ彡10表示的區(qū)域中， 飽和磁通密度為1. 74T以上。進(jìn)而，由0.5彡χ彡1. 5,10 ^ y ^ 18和2彡ζ彡9表示的區(qū)域中，飽和磁通密度為1. 78Τ以上。此外，由0. 5彡χ彡1. 5、10彡y彡16和3彡ζ彡9 表示的區(qū)域中，飽和磁通密度為1.8T以上。為了兼顧軟磁性和1.7T以上的飽和磁通密度Bs，該合金組成以即使是高!^e濃度也穩(wěn)定地得到非晶相的 ^-Β-Si系為基本，含有核生成元素。具體而言，通過在穩(wěn)定地得到以非晶相為主相的薄帶的狗濃度為88原子％以下的!^e-B-Si組成的合金中，添加！^和非固溶的Cu和/或Au，從而使微細(xì)結(jié)晶核析出，通過其后的熱處理，均質(zhì)地使微細(xì)晶粒成長。如果A元素的量χ過少，難以微結(jié)晶化，相反如果超過5原子％，通過熔液的急冷得到的以非晶相為主相的薄帶脆化。A元素的量χ優(yōu)選0. 3 2，更優(yōu)選0. 5 1. 6，最優(yōu)選 1 1.5，特別優(yōu)選1.2 1.5。作為A元素，在成本上優(yōu)選Cu。在含有Au的情況下，優(yōu)選為狗量的1.5原子％以下。B(硼)是促進(jìn)非晶相的形成的元素。如果B小于10原子％，難以得到以非晶相為主相的薄帶，如果超過22原子％，飽和磁通密度小于1. 7T。因此，如果滿足10 < y < 22 (原子％)的條件，在將飽和磁通密度維持在高水平的同時，穩(wěn)定地得到非晶相。B的量y優(yōu)選為12 20，更優(yōu)選為12 18，最優(yōu)選為12 16。通過X元素(特別是Si)的添加，結(jié)晶磁性各向異性大的狗-8或狗寸(添加了 P 的情形)析出的溫度升高，因此能夠使熱處理溫度升高。通過實(shí)施高溫的熱處理，微結(jié)晶相的比例增加，Bs增加，B-H曲線的方形性得到改善，同時也能夠抑制薄帶表面的變質(zhì)或變色。X元素中，Si優(yōu)選為8原子％以上。如果X元素的量ζ小于1原子％，難以得到以非晶相為主相的薄帶，此外，如果超過10原子％，Bs小于1. 7T。X元素的量ζ優(yōu)選為2 9，更優(yōu)選3 8，最優(yōu)選為4 7。X元素中，P為使非晶相的形成能力改善的元素，抑制微細(xì)晶粒的生長。此外，P還抑制B在氧化被膜中的偏析。因此，P對于高韌性、高Bs和良好的軟磁特性的實(shí)現(xiàn)是優(yōu)選的。通過含有P，例如，即使將軟磁性合金薄帶卷繞到半徑Imm的圓棒，也不產(chǎn)生斷裂。該效果與納米結(jié)晶化熱處理的升溫速度無關(guān)而獲得。作為X元素，也可以使用其他的元素S、C、 Al、Ge、(ia和Be。通過含有這些元素，能夠調(diào)節(jié)磁致伸縮和磁特性。X元素還容易在表面偏析，對于牢固的氧化被膜的形成是有效的?？捎眠x自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、&、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一種元素將Fe的一部分加以置換。這些元素中，Ni、Mn、Co、V和Cr具有使B濃度高的區(qū)域向表面?zhèn)纫苿拥男Ч?，從接近表面的區(qū)域開始形成接近母相的組織，因此提高軟磁性合金薄帶的軟磁特性 (磁導(dǎo)率、頑磁力等)。此外，與A元素和準(zhǔn)金屬元素一起優(yōu)先進(jìn)入在熱處理后也殘留的非晶相中，因此抑制狗濃度高的微細(xì)晶粒的生長，使微細(xì)晶粒的平均粒徑減小，因而改善飽和磁通密度Bs和軟磁特性。特別是在將！^的一部分連同A元素一起用在！^中固溶的Co 或M加以置換時，能夠添加的A元素的量增加，因而促進(jìn)結(jié)晶組織的微細(xì)化，使軟磁特性改善。此外，Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W也同樣與A元素和準(zhǔn)金屬元素一起優(yōu)先進(jìn)入熱處理后也殘留的非晶相中，因此有助于飽和磁通密度Bs和軟磁特性的改善。另一方面，如果原子量大的這些元素過多，每單位重量的狗含量降低，軟磁特性惡化。這些元素以總量計(jì)優(yōu)選為3原子％以下。特別是在Nb和ττ的情況下，含量總計(jì)優(yōu)選2. 5原子％以下，更優(yōu)選1. 5 原子％以下。在iTa和Hf的情況下，含量總計(jì)優(yōu)選1. 5原子％以下，更優(yōu)選0. 8原子％以下。即使將!^e的一部分用選自Re、Y、Zn、As、AgJn、Sn、釙、鉬族元素、Bi、N、0和稀土類元素中的至少一種元素加以置換，也能夠獲得上述的效果。這些元素的含量以總量計(jì)優(yōu)選5原子％以下，更優(yōu)選2原子％以下。為了得到特別高的飽和磁通密度，這些元素的總量優(yōu)選1. 5原子％以下，更優(yōu)選1. 0原子％以下。(2)表面區(qū)域的組織本發(fā)明的軟磁性合金薄帶，特別是含Si的體系中，急冷時表面形成高Si濃度氧化物層。通過其后的含有氧的氣氛中的納米結(jié)晶化熱處理，Si和狗向表面區(qū)域擴(kuò)散，如圖1 中概略地所示，形成從母相側(cè)開始依次為高Si濃度氧化物層、高！^濃度氧化物層和Si+Fe 氧化物層組成的全體為約30nm厚的氧化被膜。在氧化被膜與納米結(jié)晶母相之間，從氧化被膜側(cè)開始依次具有納米結(jié)晶層、高B濃度非晶層和根據(jù)需要的粗大納米結(jié)晶層。可以說由于該表面區(qū)域組織，獲得了良好的軟磁特性，同時獲得了優(yōu)異的絕緣性和耐腐蝕性，為了得到該組織，最重要的是B濃度高的穩(wěn)定的非晶層的形成。通過含有氧的氣氛中的納米結(jié)晶化熱處理，大量的狗和Si向表面擴(kuò)散，形成從母相側(cè)開始依次為高Si濃度氧化物層、高！^濃度氧化物層和Si+Fe氧化物層組成的氧化被膜。氧化被膜具有改善合金的絕緣性和耐腐蝕性的重要作用，特別是絕緣性對于使帶繞磁芯、層疊芯的薄帶間的渦流損耗減小非常重要。通過在含有氧的氣氛中的納米結(jié)晶化熱處理，大量的B也向表面擴(kuò)散。B容易被Si取入(dissolve)，因此B濃度在高Si濃度氧化物層和Si+Fe氧化物層上升，但相應(yīng)地在高狗濃度氧化物層中顯著降低，形成低B濃度層。從表面到深度為IOnm的位置的B濃度的平均為1原子％以下，多在低B濃度層中具有B濃度的最低值。從表面到深度為IOnm的位置的氧化被膜中的B/i^e的原子比為1/20以下，優(yōu)選為1/40以下。另一方面，在氧化被膜和納米結(jié)晶母相(具有與合金組成大致相同的B濃度，具有優(yōu)異的軟磁特性，但為低韌性。)之間，從氧化被膜側(cè)開始依次形成納米結(jié)晶層和非晶層，B 在非晶質(zhì)層中被大量取入。其結(jié)果，非晶質(zhì)層具有比母相高0.5原子％以上的B濃度。該高B濃度非晶層(含有i^e-B)具有比微細(xì)晶粒(以bcde為主體)小的熱膨脹系數(shù)，使熱沖擊緩和，向軟磁性合金薄帶賦予韌性。這樣，本發(fā)明的軟磁性合金薄帶具有由具有高絕緣性和耐腐蝕性的氧化被膜、具有高韌性和熱沖擊緩和作用的高B濃度非晶層和具有優(yōu)異的軟磁特性和高飽和磁通密度Bs的納米結(jié)晶母相組成的傾斜功能結(jié)構(gòu)(structure with function gradient)，因此同時具有高耐腐蝕性、高絕緣性、高韌性、高飽和磁通密度和低磁芯損耗。在熱處理氣氛沒有充分含有氧的情況下，F(xiàn)e和Si的擴(kuò)散不充分，B的擴(kuò)散也受到抑制，因此不僅氧化被膜中的B濃度低，而且也沒有形成高B濃度非晶層。因此，晶粒粗大化，有效結(jié)晶磁性各向異性變大，軟磁特性惡化，也沒有獲得足夠高的韌性。01與狗的混合熱為正，因此為了避免含有10原子％以上的!^e的氧化被膜，Cu在
9合金層的表面附近大量偏析，在氧化被膜內(nèi)形成低Cu濃度層。從表面到深度為IOnm的位置的平均B濃度為2原子％以下，從表面到深度為IOnm的位置的氧化被膜中的Cu/i^e的原子比為1/10以下，優(yōu)選為1/20以下。(3)母相的組織熱處理后的母相，具有平均粒徑60nm以下的體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)的微細(xì)晶粒以 30%以上的體積分率在非晶相中分散的組織。如果微細(xì)晶粒的平均粒徑超過60nm，軟磁特性降低。如果微細(xì)晶粒的體積分率小于30%，非晶的比例過多，飽和磁通密度低。熱處理后的微細(xì)晶粒的平均粒徑優(yōu)選40nm以下，更優(yōu)選30nm以下。此外，熱處理后的微細(xì)晶粒的體積分率優(yōu)選50%以上，更優(yōu)選60%以上。以60nm以下的平均粒徑和30%以上的體積分率，由狗基非晶合金得到磁致伸縮低、軟磁性優(yōu)異的合金薄帶。相同組成的狗基非晶合金薄帶由于磁體體積效應(yīng)而具有比較大的磁致伸縮，但分散有以bcc-Fe為主體的微細(xì)晶粒的本發(fā)明的軟磁性合金薄帶，由磁體體積效應(yīng)產(chǎn)生的磁致伸縮相當(dāng)小，干擾減輕效果大。[2]制造方法(1)合金熔液含有!^e和半金屬元素的合金熔液具有由FeiQQ_x_y_zAxByXz(其中，A為Cu和/或Au， X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、( 和Be中的至少一種元素，x、y和ζ分別為以原子％計(jì)滿足 0 < χ彡5、10彡y彡22、1彡ζ彡10和x+y+z ( 25的條件的數(shù)。)表示的組成。以使用了 Cu作為A元素的情形為例，以下對本發(fā)明的制造方法詳細(xì)說明。(2)熔液的急冷熔液的急冷可采用單輥法進(jìn)行。熔液溫度優(yōu)選比合金的熔點(diǎn)高50 300°C，在例如制造微細(xì)結(jié)晶核析出的厚度數(shù)十μ m的薄帶的情況下，優(yōu)選將1300°C的熔液從噴嘴噴出到冷卻輥上。單輥法中的氣氛，在合金不含活性金屬的情況下為大氣或惰性氣體(Ar、氮等)，在含有活性金屬的情況下為惰性氣體(Ar、He、氮等)或真空。為了在表面形成氧化被膜，優(yōu)選在含有氧氣的氣氛(例如大氣)中進(jìn)行熔液的急冷。冷卻輥的圓周速度優(yōu)選15 50m/s左右。對于冷卻輥的材質(zhì)，導(dǎo)熱良好的純銅、 或Cu-Be、Cu-Cr, Cu-Zr, Cu-Zr-Cr等銅合金是適合的。在大量生產(chǎn)的情況下，或者制造厚的薄帶或?qū)挿谋У那闆r下，優(yōu)選對冷卻輥進(jìn)行水冷。根據(jù)冷卻速度，有時在合金的顯微組織上產(chǎn)生差異，因此鑄造中有必要使輥的溫度變化減小。(3)剝離溫度通過從噴嘴向急冷后的合金薄帶與冷卻輥之間噴射惰性氣體(氮等)，從而將合金薄帶從冷卻輥剝離。合金薄帶的剝離溫度可通過改變噴射惰性氣體的噴嘴的位置(剝離位置)來調(diào)節(jié)。剝離溫度為170 350°C，優(yōu)選為200 340°C，更優(yōu)選為250 330°C。 如果剝離溫度小于170°C，急冷在進(jìn)行，合金組織基本上成為非晶，不至于Cu的凝集、Cu簇的形成和微細(xì)結(jié)晶核的析出，沒有得到初始微結(jié)晶合金。在輥上的冷卻速度合適的情況下， 薄帶的表面區(qū)域通過急冷而Cu量減少，沒有生成微細(xì)結(jié)晶核，但在內(nèi)部，冷卻速度比較慢， 因此Cu量比表面區(qū)域多地分布，微細(xì)結(jié)晶核均質(zhì)地生成。其結(jié)果，B濃度比內(nèi)部的母相高 (相對于狗的B的比例大)的層形成在表面區(qū)域(深30 130nm)。由于表面附近的高B 濃度的非晶層，初始微結(jié)晶合金薄帶具有良好的韌性。如果剝離溫度超過350°C，Cu產(chǎn)生的結(jié)晶化過度進(jìn)行，在表面附近沒有形成高B濃度非晶層，因此沒有獲得足夠的韌性。
剝離的初始微結(jié)晶合金薄帶的內(nèi)部尚為比較高的溫度，因此為了防止進(jìn)一步的結(jié)晶化，卷取前將初始微結(jié)晶合金薄帶充分冷卻。具體而言，對剝離的初始微結(jié)晶合金薄帶進(jìn)行惰性氣體(氮等)的持續(xù)噴射等，基本上冷卻到室溫后加以卷取。(4)初始微結(jié)晶合金薄帶初始微結(jié)晶合金薄帶具有平均粒徑大于Onm且30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核在非晶相中以大于0%且小于30%的體積分率分散的組織。如果微細(xì)結(jié)晶核的平均粒徑超過30nm， 通過熱處理而微細(xì)結(jié)晶核過度粗大化，軟磁特性劣化。為了獲得優(yōu)異的軟磁特性，微細(xì)結(jié)晶核的平均粒徑優(yōu)選25nm以下，更優(yōu)選20nm以下。不過，由于非晶相中必須存在微細(xì)結(jié)晶核， 因此微細(xì)結(jié)晶核的平均粒徑優(yōu)選為0. 5nm以上，更優(yōu)選為2nm以上。在初始微結(jié)晶合金薄帶中生成的具有這樣的平均粒徑的微細(xì)結(jié)晶核的體積分率一般在大于0%且小于30%的范圍內(nèi)。如果微細(xì)結(jié)晶核的體積分率為30%以上，存在平均粒徑也超過30nm的傾向。另一方面，如果無微細(xì)結(jié)晶核(如果完全為非晶)，反而會通過熱處理而使粗大晶粒容易生成。 此外，如果微細(xì)結(jié)晶核的體積分率為30%以上，合金薄帶不具有足夠的韌性，后工序中的處理困難。微細(xì)結(jié)晶核間的平均距離(重心間的距離)優(yōu)選50nm以下。這種情況下，微細(xì)結(jié)晶核的磁各向異性被平均化，有效結(jié)晶磁性各向異性降低。如果微細(xì)結(jié)晶核間的平均距離超過50nm，磁各向異性的平均化的效果減弱，有效結(jié)晶磁性各向異性升高，軟磁特性惡化。微細(xì)結(jié)晶核的生成與合金的冷卻速度密切相關(guān)。在冷卻過程中，Cu通過熱擴(kuò)散而凝聚，形成簇，成為初始微結(jié)晶核。因此，在冷卻速度比較高的表面區(qū)域以短時間冷卻，因此難以發(fā)生熱擴(kuò)散，難以生成微細(xì)結(jié)晶核。其結(jié)果，在表面的氧化被膜之下，介由非晶層形成初始微結(jié)晶相(母相)。(5)熱處理通過對初始微結(jié)晶合金薄帶在含有氧的氣氛中進(jìn)行熱處理，(a)得到微細(xì)結(jié)晶核生長而具有60nm以下的平均粒徑的微細(xì)晶粒以50%以上的體積分率分散的母相組織，同時，(b)與氧化對應(yīng)的量的Si和!^e向表面擴(kuò)散，如圖1中所示形成以Si和!^e為主體的氧化被膜(從表面開始依次具有Si+i^e氧化物層、高!^e濃度氧化物層和高Si濃度氧化物層)。 微細(xì)晶粒以體心立方結(jié)構(gòu)的!^(bcc-Fe)為主體，使軟磁性合金薄帶的飽和磁通密度上升， 并使磁致伸縮降低。此外，氧化被膜具有低B濃度層和低Cu濃度層。與!^e的混合熱為正的B也向表面擴(kuò)散，但在與氧化被膜相接的合金層的表面有Cu 大量分布，因此在此形成納米結(jié)晶層，在其下的區(qū)域(距離表面深30 130nm)形成高B濃度非晶層。高B濃度非晶層中的B的濃度比母相高0.5原子％以上，進(jìn)一步優(yōu)選高1原子％ 以上。通過具有高B濃度非晶層，軟磁性合金薄帶具有良好的軟磁特性，同時具有高韌性。通過調(diào)節(jié)升溫速度、最高溫度和熱處理時間這3個參數(shù)，能夠控制核生成和晶粒生長。熱處理中，存在以高溫高速進(jìn)行的情形和以低溫低速進(jìn)行的情形。(a)高溫高速熱處理高溫高速熱處理一般容易獲得必要的磁特性。通過實(shí)施將初始微結(jié)晶合金薄帶以 100°c /分鐘以上的最大升溫速度加熱到最高溫度并在最高溫度保持1小時以下的熱處理， 得到含有具有平均粒徑60nm以下的微細(xì)晶粒的組織、且低頑磁力、在低磁場中的磁通密度高、并且磁滯損耗少的軟磁性合金薄帶。直至最高溫度的平均升溫速度優(yōu)選100°C /分鐘以上。在300°C以上的高溫區(qū)域的升溫速度對軟磁性合金薄帶的磁特性產(chǎn)生大的影響，因此 300°C以上的平均升溫速度優(yōu)選100°C /分鐘以上。熱處理的最高溫度優(yōu)選為(TX2-50) V以上(Tx2為化合物的析出溫度。)，具體而言， 優(yōu)選430°C以上。如果小于430°C，微細(xì)晶粒的析出和生長不充分。最高溫度的上限優(yōu)選為 5000C (Tx2)以下。即使最高溫度的保持時間超過1小時，納米結(jié)晶化也不太變化，生產(chǎn)率低。 保持時間優(yōu)選為30分鐘以下，更優(yōu)選為20分鐘以下，最優(yōu)選為15分鐘以下。即使是這樣的高溫?zé)崽幚恚绻嵌虝r間，也能夠抑制晶粒生長，同時控制化合物的生成，頑磁力降低， 低磁場下的磁通密度提高，滯后損耗減少。通過升溫速度和最高溫度的階段性變化，能夠控制結(jié)晶核的生成。在小于結(jié)晶化溫度的溫度下保持足夠的時間后，在結(jié)晶化溫度以上的溫度下保持1小時以下的短時間， 進(jìn)行熱處理，則得到均質(zhì)、微細(xì)的結(jié)晶組織。認(rèn)為這是因?yàn)榫ЯＶg相互抑制彼此的生長。 例如，優(yōu)選在約250°C保持大于1小時后，在300 430°C之間以100°C /分鐘以上的升溫速度進(jìn)行升溫，在430°C 500°C的最高溫度下保持1小時以下。(b)低溫低速熱處理將初始微結(jié)晶合金薄帶在約350°C以上 小于430°C的最高溫度下保持1小時以上。從大量生產(chǎn)性的觀點(diǎn)出發(fā)，保持時間優(yōu)選M小時以下，更優(yōu)選4小時以下。為了抑制頑磁力的增加，平均升溫速度優(yōu)選0. 1 200°C /分鐘，更優(yōu)選0. 1 100°C /分鐘。通過該熱處理，得到方形性高的軟磁性合金薄帶。(c)熱處理氣氛為了通過使Si、Fe、B和Cu向表面?zhèn)葦U(kuò)散而形成具有所需的層構(gòu)成的氧化被膜，熱處理氣氛的氧濃度為6 18%，優(yōu)選為7 16%，更優(yōu)選為8 15%，最優(yōu)選為9 13%。 熱處理氣氛優(yōu)選氮、Ar、氦等惰性氣體與氧的混合氣體。如果熱處理氣氛的氧濃度小于6%， 表面氧化不足，沒有得到具有所需的層構(gòu)成的氧化被膜。另一方面，如果熱處理氣氛的氧濃度超過18%，軟磁性合金薄帶的彎曲度(用彎曲半徑表示)變大。通過由熱處理生成的氧化被膜與合金的熱膨脹率差，軟磁性合金薄帶彎曲，一般隨著氧化被膜的變厚而彎曲度變大(彎曲半徑變小)。因此，彎曲度可以說是表示氧化被膜的厚度的參數(shù)。如果彎曲度小 (如果彎曲半徑大)，軟磁性合金薄帶比較平坦，處理容易。另一方面，如果彎曲度大(如果彎曲半徑小)，不僅軟磁性合金薄帶的處理變得困難，而且卷繞或?qū)盈B時的體積率下降。通過在6 18%的含有氧的氣氛中的熱處理，在從表面到深約30nm的位置的范圍形成具有低B濃度層和低Cu濃度層的氧化被膜，同時在深約30 130nm的范圍形成高 B濃度非晶層。在薄帶的表面容易有降低表面張力的Si偏析，但!^e也偏析，因此氧化被膜中的B和Cu濃度相對低。熱處理氣氛的露點(diǎn)優(yōu)選-30°C以下，更優(yōu)選-60°C以下。(d)磁場中熱處理通過磁場中熱處理，能夠?qū)洿判院辖鸨зx予感應(yīng)磁性各向異性。為了賦予良好的感應(yīng)磁性各向異性，優(yōu)選在升溫中、最高溫度的保持中和冷卻中也施加磁場。通過磁場中熱處理，得到具有高矩形比或低矩形比的直流磁滯回線的軟磁性合金薄帶。在沒有施加磁場的熱處理的情況下，軟磁性合金薄帶具有中等程度的矩形比的直流磁滯回線。磁場優(yōu)選在熱處理中的至少一部分的期間以上的溫度范圍)施加20分鐘以上。磁場必須具有足以使合金飽和的強(qiáng)度，也依賴于薄帶磁芯的形狀，但通常在薄帶的寬度方向(在環(huán)狀磁芯的情況下，為磁芯的高度方向)進(jìn)行施加的情況下，為SkAnT1以上，在長度方向(在環(huán)狀磁芯的情況下，為圓周方向)上進(jìn)行施加的情況下，為SOAnT1以上。磁場可以是直流、交流、脈沖磁場的任一種。(6)表面處理本發(fā)明的軟磁性合金薄帶，具有包含狗和Si的氧化被膜，根據(jù)需要可用Si02、 MgO、Al2O3等氧化物被覆。如果在熱處理工序中進(jìn)行表面處理，氧化物的結(jié)合強(qiáng)度提高，通過陽極氧化處理，獲得良好的絕緣性，處理效率也好。根據(jù)需要可使包括軟磁性合金薄帶的磁芯浸滲樹脂。[3]磁性部件包括本發(fā)明的軟磁性合金薄帶的磁性部件(帶繞磁芯等)，飽和磁通密度高，因此適合磁飽和成為問題的高功率的用途，例如可以列舉陽極電抗器等大電流用電抗器、有源濾波器用扼流圈、平滑用扼流圈、激光器電源和加速器等中使用的脈沖功率磁性部件、變壓器、通信用脈沖變壓器、馬達(dá)或發(fā)電機(jī)的磁芯、軛材、電流傳感器、磁傳感器、天線磁芯、電磁波吸收片等。通過以下的實(shí)施例對本發(fā)明更詳細(xì)地說明，但本發(fā)明并不受這些實(shí)施例限定。實(shí)施例1將具有表1中所示組成的合金熔液，采用單輥法在大氣中急冷，改變從輥表面剝離時的溫度，得到了具有平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核在非晶相中以2 25%的體積分率分散的組織的、寬5mm和厚16 25 μ m的初始微結(jié)晶合金薄帶。初始微結(jié)晶合金薄帶的剝離溫度采用下述的方法加以測定。將初始微結(jié)晶合金薄帶放入氧濃度為10%的氮?dú)夥盏臓t中，以平均120°C /分鐘進(jìn)行升溫、在450°C的最高溫度下保持5分鐘的條件下，實(shí)施了納米結(jié)晶化熱處理。采用下述的方法對得到的軟磁性合金薄帶中的微細(xì)晶粒的平均粒徑和體積分率進(jìn)行測定。其結(jié)果可知，各軟磁性合金薄帶具有平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒在非晶相中以50%以上的體積分率分散的組織。對于各軟磁性合金薄帶，采用下述的方法對高B濃度非晶層的深度和B的最高濃度(原子％)、以及母相的B濃度(原子％)進(jìn)行測定。母相的B濃度用平均值表示。此外，采用下述的方法測定各軟磁性合金薄帶的磁芯損耗(Pwik)和耐腐蝕性。將測定結(jié)果與合金組成一起示于表1中。(1)剝離溫度的測定對利用從配置在剝離位置的噴嘴噴射的氮?dú)鈴睦鋮s輥剝離時的初始微結(jié)晶合金薄帶的溫度，采用放射溫度計(jì)(Apiste公司制、型號FSV-7000E)進(jìn)行測定，作為剝離溫度。(2)微細(xì)晶粒的平均粒徑和體積分率的測定由各試料的TEM照片測定微細(xì)晶粒的平均粒徑。此外，在各試料的TEM照片中引出長度Lt的任意的直線，求出與微細(xì)晶粒交叉的部分的長度的總計(jì)Lc，計(jì)算Lc/Lt。將該操作反復(fù)多次，將Lc/Lt的平均作為微細(xì)晶粒的體積分率。(3)元素濃度的測定使用GD-Profiler 2 (株式會社堀場制作所制)，采用輝光放電發(fā)光分光分析 [GD0ES(Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy)]對各試料的從自由面(與冷卻輥不相接的面)向內(nèi)部的各元素的濃度分布進(jìn)行測定。(4)磁芯損耗的測定如果合金薄帶間具有良好的絕緣性，則P1(1/lk小于10W/kg，但如果薄帶間的絕緣性差，渦流損耗即便在薄帶間也發(fā)揮作用，則超過該值。因此，在IT和IkHz的條件下，采用交流磁性測定裝置(東榮工業(yè)(株)制、型號TWM-18SR)向120mmX5mm的各軟磁性合金薄帶試料輸入正弦波形，對用2次線圈檢測的波形信號進(jìn)行解析。渦流損耗與頻率的平方成比例，因此在高頻下，由于薄帶間的絕緣性而大幅地變化。關(guān)于絕緣性，在P1(l/lk< 10W/kg的情況下判斷為良好，在10彡P(guān)107lk < 20ff/kg的情況下判斷為容許范圍的下限。(5)耐腐蝕性的測定通過將各軟磁性合金薄帶試料在自來水中浸漬5小時，由在表面出現(xiàn)的銹的量， 以下述基準(zhǔn)對耐腐蝕性進(jìn)行評價(jià)。◎少量出現(xiàn)紅銹，但沒有將試料全面覆蓋。〇在試料表面整體出現(xiàn)薄的紅銹，但用布擦拭能夠除去。Δ 在試料表面整體出現(xiàn)紅銹，用銼刀磨能夠除去，可知沒有浸透到試料內(nèi)部(能夠容許的最下限)。X 在表面整體出現(xiàn)的紅銹浸透到試料內(nèi)部。比較例1除了使剝離溫度小于170°C或超過350°C以外，采用與實(shí)施例1相同的方法，由表2 中所示的組成的合金熔液制造寬5mm和厚16 25 μ m的初始微結(jié)晶合金薄帶。初始微結(jié)晶合金薄帶具有平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核在非晶相中以2 25%左右的體積分率分散的組織。對初始微結(jié)晶合金薄帶，在與實(shí)施例1相同的條件下實(shí)施熱處理，制作了軟磁性合金薄帶。各軟磁性合金薄帶具有在非晶相中平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒以50% 以上的體積分率分散的組織。對于各軟磁性合金薄帶，進(jìn)行與實(shí)施例1相同的測定。將測定結(jié)果與合金組成一起示于表2。[表1]
權(quán)利要求
1.一種軟磁性合金薄帶，其特征在于，具有由Fe1(l(l_x_y_zAxByXz所示的組成，具有在非晶相中平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒以50%以上的體積分率分散的母相，在距表面的深度為30 130nm的范圍具有B濃度比所述母相高的非晶層，所述Fe1(1(1_x_y_zAxByXz中，A為Cu 和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，x、y和ζ分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5、10彡y彡22、1彡ζ彡10和x+y+z彡25的條件的數(shù)。
2.如權(quán)利要求1所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，所述高B濃度非晶層中的B量比所述母相中的B量多0. 5原子％以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，從表面到深度為50nm的位置之間具有Cu濃度比表面低的層。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，所述低Cu濃度層中的Cu量小于所述母相中的Cu量的50 %。
5.一種軟磁性合金薄帶，其特征在于，具有由Fe1(1(1_x_y_zAxBy)(z表示的組成，具有在非晶相中平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒以50%以上的體積分率分散的母相，表面具有氧化被膜，所述氧化被膜的一部分為B濃度比所述母相中的平均B濃度低的層，所述 Fe100_x丁從Xz中，A為Cu和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，χ、y和ζ分別是以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5、10彡y彡22、1彡ζ彡10和x+y+z彡25 的條件的數(shù)。
6.如權(quán)利要求5所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，從表面到深度為IOnm的位置的平均B濃度為1原子％以下。
7.如權(quán)利要求5或6所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，從表面到深度為IOnm的位置的氧化被膜中的B/i^e的原子比為1/20以下。
8.如權(quán)利要求5 7中任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，所述氧化被膜的一部分是Cu濃度比所述母相中的平均Cu濃度低的層。
9.如權(quán)利要求5 8中任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，從表面到深度為 IOnm的位置的平均Cu濃度為2原子％以下。
10.如權(quán)利要求5 9中任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，所述氧化被膜中的Cu/Fe的原子比為1/10以下。
11.如權(quán)利要求5 10中任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，所述氧化被膜中的平均!^e濃度為10原子％以上。
12.如權(quán)利要求1 11任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，所述元素X中Si 和/或P為必含元素。
13.如權(quán)利要求1 12任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶，其特征在于，F(xiàn)e的一部分以合金1. 5原子％以下的范圍被選自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、&、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一種元素置換。
14.一種磁性部件，其特征在于，包括權(quán)利要求1 13任一項(xiàng)所述的軟磁性合金薄帶。
15.一種軟磁性合金薄帶的制造方法，該軟磁性合金薄帶具有由Fe1(l(l_x_y_zAxBy)(z表示的組成，具有在非晶質(zhì)相中平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒以50%以上的體積分率分散的母相，在距表面的深度為30 130nm的范圍具有B濃度比所述母相高的非晶層，所述 Fe100_x丁從Xz中，A為Cu和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、( 和Be中的至少一種元素，χ、y禾Π ζ分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5,10 ^ y ^ 22、1彡ζ彡10和x+y+z ( 25 的條件的數(shù)，在該方法中，(1)通過將具有所述組成的合金的熔液噴出到旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上而急冷，形成具有在非晶相中平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核以大于0%且小于30%的體積分率分散的母相的初始微結(jié)晶合金薄帶，此時將所述初始微結(jié)晶合金薄帶在達(dá)到170 350°C的溫度時從所述冷卻輥剝離，接著，( 對所述初始微結(jié)晶合金薄帶在含有低濃度氧的氣氛中實(shí)施熱處理。
16.如權(quán)利要求15所述的軟磁性合金薄帶的制造方法，其特征在于，熱處理氣氛的氧濃度為6 18%。
17.—種軟磁性合金薄帶的制造方法，該軟磁性合金薄帶具有由Fe1(l(l_x_y_zAxBy)(z表示的組成，具有平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒以50%以上的體積分率分散的母相，表面具有氧化被膜，所述氧化被膜的一部分是B濃度比所述母相的平均B濃度低的層，所述 Fe100_x丁從Xz中，A為Cu和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，χ、y和ζ分別為以原子％計(jì)滿足0 < χ彡5、10彡y彡22、1彡ζ彡10和x+y+z彡25 的條件的數(shù)，在該方法中，(1)通過將具有所述組成的合金的熔液噴出到旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上而急冷，形成具有在非晶相中平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核以大于0%且小于30%的體積分率分散的母相的初始微結(jié)晶合金薄帶，接著，(2)對所述初始微結(jié)晶合金薄帶在具有6 18 %的氧濃度的氣氛中實(shí)施熱處理。
全文摘要
一種制造軟磁性合金薄帶的方法，該軟磁性合金薄帶具有由Fe100-x-y-zAxByXz(A為Cu和/或Au，X為選自Si、S、C、P、Al、Ge、Ga和Be中的至少一種元素，x、y和z分別為以原子％計(jì)滿足0＜x≤5、10≤y≤22、1≤z≤10和x+y+z≤25的條件的數(shù))表示的組成，具有平均粒徑為60nm以下的微細(xì)晶粒以50％以上的體積分率分散的母相，表面形成的氧化被膜的一部分是B濃度比上述母相的平均B濃度低的層，該方法中，(1)通過將具有上述組成的合金的熔液噴出到旋轉(zhuǎn)的冷卻輥上而急冷，形成具有在非晶相中平均粒徑30nm以下的微細(xì)結(jié)晶核以大于0％且小于30％的體積分率分散的母相的初始微結(jié)晶合金薄帶，接著(2)對上述初始微結(jié)晶合金薄帶在具有6～18％的氧濃度的氣氛中實(shí)施熱處理。
文檔編號C21D6/00GK102282633SQ201080004519
公開日2011年12月14日 申請日期2010年1月20日 優(yōu)先權(quán)日2009年1月20日
發(fā)明者吉澤克仁, 太田元基 申請人:日立金屬株式會社