專利名稱：：納米結(jié)晶磁性合金及其制造方法、合金薄帶及磁性部件的制作方法
技術(shù)領域：
：本發(fā)明涉及適用于各種磁性部件的具有高飽和磁通密度及優(yōu)良軟磁特性的、尤其是具有優(yōu)良的交流磁特性的納米結(jié)晶磁性合金及其制造方法、以及由納米結(jié)晶磁性合金構(gòu)成的合金薄帶及磁性部件。
背景技術(shù)：
：各種變壓器、電抗器*扼流圈、電磁干擾防止部件、激光電源和加速器等用的脈沖功率磁性部件、電機、發(fā)電機等所用的磁性材料，需要具備高飽和磁通密度及優(yōu)良的交流磁特性，因此一般采用硅鋼、鐵氧體、Co基非晶質(zhì)合金、Fe基非晶質(zhì)合金、Fe基納米結(jié)晶合金等。廉價且磁通密度高的硅鋼板極難加工到與非晶質(zhì)薄帶相等的薄度，另外，由于其渦電流損失大，因此導致在高頻中的磁芯損失大。鐵氧體的飽和磁通密度低，用于需要大的工作磁通密度的高功率時，由于磁性飽和而不適用。Co基非晶質(zhì)合金的飽和磁通密度低，為1T以下，導致高功率用部件變大，而且，該合金的熱穩(wěn)定性差，導致磁芯損失經(jīng)時增加，再者，還存在Co價格昂貴導致成本升高的問題。作為Fe基非晶質(zhì)合金，在特開平5-140703號中公開了一種變壓器磁芯Fe基非晶質(zhì)合金薄帶，其特征在于，具有可以用(FeaSibBeCd)跳xSnx(原子o/。)(a二0.800.86、b=0.01~0.12、C=0.06~0.16、d=0.001~0.04、a+b+c+d=l以及x二0.051.0)表示的組成，具有優(yōu)良的軟磁特性(良好的角型特性、低保磁力及大磁通密度)。由原子間距離、配位數(shù)及Fe濃度決定的該Fe基非晶質(zhì)合金的飽和磁通密度的理論上限值低，為1.65T左右，因此存在磁致伸縮大，在應力作用下特性劣化，以及在可聽頻帶中的S/N比差等問題。為了增加Fe基非晶質(zhì)合金的飽和磁通密度，還提出了用Co、Ni等置換Fe的一部分的方案，結(jié)果是成本升高且效果差。作為Fe基納米結(jié)晶合金，在特開平1-156451號中公開了一種軟磁性Fe基納米結(jié)晶合金，其特征在于，具有可以用(FeLaCoa)跳x.y.z.aCuxSiyBzM、a(原子。/。)(其中，M、是從Nb、W、Ta、Zr、Hf、Ti及Mo的組群中選出的至少l種的元素，a、x、y、z及a為分別滿足0《a《0.3、0.1《x《3、3《y《6、4《z《17、10《y+z《20以及0.1《a《5的條件的數(shù)字)表示的組成，組織的50%以上由平均粒徑為1000埃以下的晶粒構(gòu)成。但是，該Fe基納米結(jié)晶合金的飽和磁通密度不夠充分，為1.5T左右。特開2006-40906號中，公開了使Fe基合金熔液急冷凝固，形成具有平均粒徑為50nm以下的a-Fe結(jié)晶相被分散到非晶質(zhì)相中的混相組織，可以進行180°彎曲的薄帶，通過將所述薄帶加熱到較cc-Fe結(jié)晶相的結(jié)晶化溫度更高的溫度而制成軟磁性薄帶的制造方法。但該軟磁性薄帶的飽和磁通密度不夠充分，為1.6T左右。
發(fā)明內(nèi)容因此，本發(fā)明的目的在于，提供一種因為實質(zhì)上不含Co而廉價的、且飽和磁通密度高，為1.7T以上，保磁力及磁芯損失低的納米結(jié)晶磁性合金及其制造方法，以及由納米結(jié)晶磁性合金構(gòu)成的薄帶及磁性部件。一般認為為了獲得優(yōu)良的軟磁特性，對完全非晶質(zhì)的合金進行熱處理，使其結(jié)晶化即可，但本發(fā)明的發(fā)明人員發(fā)現(xiàn)，當合金的Fe含量多時，首先制成非晶質(zhì)相中分散有微細晶粒的合金，通過對其進行熱處理，可以獲得高飽和磁通密度、低保磁力及低磁芯損失的納米結(jié)晶磁性合金。本發(fā)明正是基于該發(fā)現(xiàn)而完成的。艮口，本發(fā)明的第一磁性合金，其特征在于，具有可以用下述通式(l)表示的組成Fe跳x.yCuxBy(原子。/。)…(1)(其中，x及y為滿足0.1《x《3及10《y《20的條件的數(shù)字)其由非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑60nm以下的晶粒的組織構(gòu)成，飽和磁通密度為1.7T以上。本發(fā)明的第二磁性合金，其特征在于，具有可以用下述通式(2)表示的組成Fe,0。.x，CuxByXz(原子°/。)…(2)(其中，X為從Si、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be的組群選出的至少一種的元素；x、y及z為分別滿足0.1《x《3、10《y《20、(Xz《10及l(fā)(Xy十z《24的條件的數(shù)字)其由非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑60nm以下的晶粒的組織構(gòu)成，飽和磁通密度為1.7T以上。優(yōu)選X為Si和/或P。優(yōu)選分散在非晶質(zhì)母相中的所述晶粒占30體積％以上。優(yōu)選磁性合金的最大磁導率為20000以上。優(yōu)選第一及第二磁性合金還以Fe的10原子％以下的比例含有Ni和/或Co。另外，優(yōu)選第一及第二磁性合金再以Fe的5原子％以下的比例含有從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Re、鉬族元素、Au、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、0以及稀土類元素的組群中選出的至少一種元素。優(yōu)選磁性合金為薄帶狀、粉末狀或薄片狀。本發(fā)明的磁性部件，其特征在于，由所述磁性合金構(gòu)成。本發(fā)明的磁性合金的制造方法，其特征在于，對包含F(xiàn)e及半金屬元素的合金熔液(具有可以用上述通式(1)或(2)表示的組成)進行急冷，制成由以超過0體積％且30體積％以下的比例，在非晶質(zhì)母相中分散有平均粒徑30nm以下的晶粒的組織構(gòu)成的Fe基合金，對該Fe基合金進行熱處理，制成平均粒徑60nm以下的體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒，以30體積°/。以上的比例分散到非晶質(zhì)母相中的組織。因為本發(fā)明的磁性合金具有高飽和磁通密度及低磁芯損失，因此可以形成高性能的、磁特性穩(wěn)定的磁性部件，其中適用于流通高頻電流(尤其是脈沖電流)的用途，特別適用于存在磁飽和問題的功率電力器件。在本發(fā)明中，由于對在非晶質(zhì)相中分散有微細晶粒的合金施以熱處理，因此可以抑制晶粒的生長，從而獲得保磁力小，在低磁場中的磁通密度高，且磁滯損耗少的磁性合金。圖1是表示實施例1的合金(Fe83.72Cl^BM.78)的X射線衍射圖案的圖。圖2是表示實施例1的合金(Fe83.72CUL5Bw.78)的磁通密度的磁場依存性的圖。圖3是表示本發(fā)明的磁性合金及Fe-B非晶質(zhì)合金的發(fā)熱圖案的圖。圖4是表示實施例2的合金(Fe82.72NhCllL5B,4.78)的X射線衍射圖案的圖。圖5是表示實施例2的合金(Fe82.72NhCUL5Bw.78)的磁通密度的磁場依存性的圖。圖6是表示實施例3的合金(Fe83.sCUL25Si晶4.25)的磁通密度的磁場依存性的圖。圖7是表示實施例3的合金(Fe83.5Cu,.2sSi晶4.25)的磁通密度的磁場依存性的圖。圖8是表示實施例4的合金[(Fe。.85B?！?)跳xCux]的X射線衍射圖案的圖。圖9是表示實施例4的合金[(Fe。.85B(U5:h,Cux]的磁通密度的磁場依存性的圖。圖IO是表示依存于熱處理時的升溫速度的實施例13的試料13-19(升溫速度為20(TC/分)及13-20(升溫速度為10(rC/分)的合金(FebaLCuL5SUB，4)的B-H曲線的圖。圖11是表示在高溫下進行短時間的熱處理后的實施例13的試料13-9的合金(Feb^CiM.6Si7B,3)的B-H曲線的圖。圖12是表示在高溫下進行短時間的熱處理后的實施例13的試料13-29的合金(Feba,.Cu,.3sSi2BuP2)的B-H曲線的圖。圖13是表示實施例14的合金薄帶的微觀組織的透射電子顯微鏡照片。圖14是表示本發(fā)明的合金薄帶的微觀組織的模式圖。圖15是表示實施例14的磁性合金的X射線衍射圖案的圖。圖16是表示實施例14的磁性合金的微觀組織的透射電子顯微鏡照片。圖17是表示本發(fā)明的磁性合金的微觀組織的模式圖。圖18是表示由實施例15的磁性合金構(gòu)成的巻磁芯及由現(xiàn)有的取向性硅鋼板構(gòu)成的巻磁芯在50HZ中的磁芯損失Pcm的磁通密度Bm依存性的圖。圖19是表示由實施例16的磁性合金構(gòu)成的巻磁芯及由現(xiàn)有的各種軟磁性材料構(gòu)成的巻磁芯在0.2T中的磁芯損失Pem的頻率依存性的圖。圖20是表示實施例18的本發(fā)明及比較例的磁性合金的飽和磁通密度Bs的熱處理溫度依存性的圖。圖21是表示實施例18的本發(fā)明及比較例的磁性合金的保磁力He的熱處理溫度依存性的圖。圖22是表示實施例21的本發(fā)明及比較例的由磁性合金構(gòu)成的扼流圈的直流重疊特性的圖。具體實施方式[1]磁性合金G)組成(a)第一磁性合金為了具有1.7T以上的飽和磁通密度Bs，需要形成具有bcc-Fe的微細結(jié)晶的組織，因此，要求Fe濃度高。具體地講就是磁性合金的Fe濃度為大約75原子％(大約90質(zhì)量％)以上。所以，第一磁性合金，需要具有可以用下述通式(l)表示的構(gòu)成Fe跳x.yCuxBy(原子。/。)…(1)(其中，x及y為滿足0.1《x《3及10《y《20的條件的數(shù)字)當0.1《x《3及12《y《17時，磁性合金的飽和磁通密度為1.74T以上；當0.1《x《3及12《y《15時，磁性合金的飽和磁通密度為1.78T以上；當0.1《x《3及12《y《15時，磁性合金的飽和磁通密度為1.8T以上。Cu量x為0.1《x《3。超過3原子％時，通過急冷獲得以非晶質(zhì)相為主相的薄帶變得極其困難，軟磁特性也急劇惡化。另一方面，低于0.1原子o/。時，微晶粒的析出變得困難。Cu量優(yōu)選為1《x《2，更優(yōu)為l《x《1.7，最優(yōu)為1.2《x《1.6。也可以用Au禾n/或Ag置換3原子。/。以下的Cu。B量y為10《y《20。B是用于促進形成非晶質(zhì)相的不可缺少的元素。低于10原子％時，獲得以非晶質(zhì)相為主相的薄帶變得極其困難；超過20原子％時，飽和磁通密度變?yōu)?.7T以下。B量優(yōu)選為12《y《17，更優(yōu)為14《y《17。通過將Cu及B的量設定在上述范圍，可以獲得保磁力為12A/m以下的軟磁性微結(jié)晶磁性合金。(b)第二磁性合金第二的磁性合金，具有可以用下述通式(2)表示的組成Fe跳x.y—zCuxByXz(原子。/。)…(2)(其中，X為從Si、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be的組群選出的至少一種的元素；x、y及z為分別滿足0.1《x《3;10《y《20;(Xz《10及l(fā)(Xy+z《24的條件的數(shù)字)。通過添加X原子，結(jié)晶磁各向異性大的Fe-B開始析出的溫度升高，因此可以將熱處理溫度設為高溫。通過施加高溫的熱處理，微晶粒的比例增加，飽和磁通密度Bs增加，B-H曲線的角形性得到改善。另外，還有抑制磁性合金表面的變質(zhì)及變色的效果。當0.1《x《3;12《y《17;0<z《7及13<y+z《20時，飽和磁通密度Bs為1.74T以上；當0.1《x《3;12《y《15;(Xz《5及14〈y+z《19時，飽和磁通密度Bs為1.78T以上；當0.1《x《3;12《y《15;0<z《4及14<y+z《17時，飽和磁通密度Bs為1.8T以上。(c)Ni及Co的含量在第一及第二磁性合金中，用與Fe及Cu固溶的Ni及/或Co置換Fe的一部分時，不僅非晶質(zhì)相的形成能變高，而且可以增加用于促進微晶粒析出的Qi含量，從而改善飽和磁通密度等的軟磁特性。但是，這些元素的含量多時會導致成本升高，因此優(yōu)選Ni含量為10原子％以下；更優(yōu)為5原子％以下；最優(yōu)為2原子％以下。另外，優(yōu)選Co含量為10原子％以下；更優(yōu)為2原子％以下；最優(yōu)為1原子％以下。(b)其他元素在第一及第二磁性合金中，也可以用從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Re、鉬族元素、Au、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O以及稀土類元素的組群中選出的至少一種元素置換Fe的一部分。這些置換元素與Cu和非金屬元素一起，優(yōu)先進入到非晶質(zhì)相中，因此可以促進bcc-Fe微晶粒的生成，使軟磁特性得到改善。這些原子量大的置換元素的含量過多時，F(xiàn)e的質(zhì)量比會變得過低，導致磁性合金的磁特性下降，因此優(yōu)選將置換元素的含量設為Fe的5原子％以下。特別是Nb及Zr，優(yōu)選將其含量設為Fe的2原子。/。以下。Ta及Hf的情況下，更優(yōu)為將其含量設為Fe的2.5原子％以下，特優(yōu)為1.2原子％以下。Mn的情況下，更優(yōu)為將其含量設為Fe的2原子％以下。為了獲得高飽和磁通密度，更優(yōu)為將置換元素的總量設為1.8原子％以下，特優(yōu)為設在1原子％以下。(2)組織及特性分散在非晶質(zhì)相中的體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)的晶粒，具有60nm以下的平均粒徑。優(yōu)選晶粒的體積分率為30%以上。晶粒的平均粒徑超過60nm時，磁性合金的軟磁特性劣化。晶粒的體積分率低于30%時，磁性合金的飽和磁通密度低。晶粒的優(yōu)選平均粒徑為30nm以下，更優(yōu)的體積分率為50%以上。以鐵為主體的晶粒，也可以含有Si、B、Al、Ge、Ga、Zr等，另夕卜，也可以在一部分中含有Cu等的面心立方(fcc)相?；衔锵鄷е麓判緭p失增大，因此其含量以少為優(yōu)。本發(fā)明的磁性合金，是具有1.7T以上(特優(yōu)為1.73T以上)的高飽和磁通密度；200A/m以下(更優(yōu)為100A/m以下、特優(yōu)為24A/m以下)的低保磁力Hc;在20kHz及0.2T中，20W/kg以下的低磁芯損失以及3000以上(特優(yōu)為5000以上)的高交流比初磁導率uk的軟磁性合金。本發(fā)明的磁性合金，在組織中含有大量的bcc-Fe微晶粒，因此與相同組成的非晶質(zhì)合金相比，由磁體積效果產(chǎn)生的磁致伸縮非常小，降低干擾的效果也非常大。此外，本發(fā)明的磁性合金，可以是薄片狀、薄帶狀、粉末狀或薄膜狀的任何一種。[2]制造方法本發(fā)明的磁性合金的制造方法，具有以下的工序?qū)Π現(xiàn)e及半金屬元素的合金熔液進行急冷，制成由在非晶質(zhì)母相中以超過0體積％且30體積％以下的比例分散有平均粒徑為30nm以下的微晶粒的組織構(gòu)成的Fe基合金，對所述合金薄帶進行熱處理，制成在非晶質(zhì)母相中以30體積％以上的比例分散有平均粒徑為60nm以下的體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒的組織。(l)合金熔液包含F(xiàn)e及半金屬元素的合金熔液具有可以用下述通式(l):Fe跳x.yCuxBy(原子。/。)…(1)(其中，x及y為滿足0.1《x《3及10《y《20的條件的數(shù)字)，或者下述通式(2):Fe跡x，CuxByXz(原子。/。)…(2)(其中，X為從Si、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be的組群選出的至少一種的元素；x、y及z為分別滿足0.1《x《3;10《y《20;(Xz《10及l(fā)(Xy+z《24的條件的數(shù)字)表示的組成。(2)熔液的急冷熔液的急冷可以通過單輥法、雙輥法、旋轉(zhuǎn)液中防止法、氣體霧化法、水霧化法等進行。通過對熔液的急冷，制成薄片狀、薄帶狀或者粉末狀的微結(jié)晶合金(中間合金)。應該急冷的熔液的溫度優(yōu)選比合金熔點高50300。C左右。當熔液中不含有活性金屬時，熔液的急冷在大氣中或者Ar和氮氣等惰性氣體氣氛中進行，熔液中含有活性金屬時，在Ar、He、氮氣等惰性氣體中或者減壓條件下進行。例如在單輥法的情況下，優(yōu)選使噴嘴前端附近處于惰性氣體氣氛中。另外，也可以將C02氣體吹向輥軸，或者使CO氣體在噴嘴附近燃燒。優(yōu)選冷卻輥的周速為1550m/s，冷卻輥的材質(zhì)優(yōu)選為熱傳導性優(yōu)良的純銅，或者Cu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Cr等的銅合金。另外，優(yōu)選將冷卻輥設為水冷式。(3)微結(jié)晶合金(中間合金)通過對上述組成的合金熔液進行急冷制成的中間合金，具有在非晶質(zhì)相中以超過0體積％且30體積％以下的比例分散有平均粒徑30nm以下的微晶粒的組織。當微晶粒的周圍存在非晶質(zhì)相時合金的電阻率變高，通過對晶粒生長的抑制，可以使晶粒微細化，從而改善軟磁特性。中間合金中的微晶粒的平均粒徑超過30nm時，熱處理后晶粒變得過于粗大化，會導致軟磁特性劣化。為了獲得優(yōu)異的軟磁特性，晶粒的平均粒徑優(yōu)選為20nm以下。由于在非晶質(zhì)相中需要作為晶核的微晶粒的存在，因此晶粒的平均粒徑優(yōu)選為0.5nm以上。平均晶粒間距離(結(jié)晶重心間的距離)優(yōu)選為50nm以下。平均晶粒間距離超過50nm時，熱處理后會導致晶粒的結(jié)晶粒徑分布變得過寬。(4)熱處理對Fe含量多的中間合金進行加熱時，結(jié)晶粒徑不會出現(xiàn)顯著增加，而晶粒的體積分率增加，可以獲得具有比Fe基非晶質(zhì)合金以及Fe基納米結(jié)晶合金更優(yōu)的軟磁特性的磁性合金。具體地講，就是通過對中間合金進行熱處理，可以形成含有30體積％的微晶粒的高飽和磁通密度及低磁致伸縮的磁性合金，該微晶粒具有60nm以下的平均粒徑。通過調(diào)整熱處理溫度及時間，可以抑制結(jié)晶核的生成及晶粒的生長。在高溫(大約430。C以上)下進行短時間的熱處理，對獲得低保磁力是有效的，可以提高低磁場中的磁通密度，并減少磁致?lián)p耗。在低溫(大約35(TC以上低于430'C)下長時間進行的熱處理，具有優(yōu)異的量產(chǎn)性。也可以根據(jù)期望的磁特性，分開采用高溫短時間的熱處理或低溫長時間的熱處理。優(yōu)選熱處理在大氣中；真空中；Ar、He、N2等惰性氣體中進行。氣氛中存在水分時，會導致獲得的磁性合金的磁特性出現(xiàn)不均，因此，優(yōu)選將惰性氣體的露點設在-3(TC以下，更優(yōu)為設在-6(TC以下。熱處理并不限定于單級，也可以是多級。再者，也可以采用通過向合金通入直流、交流或脈沖電流，使其產(chǎn)生焦耳熱而進行熱處理的方法，或者，也可以在應力下進行熱處理。(a)高溫熱處理以100'C/分以上的最大升溫速度將非晶質(zhì)相中含有微晶粒的Fe基中間合金(含有大約75原子％以上的Fe)加熱到430°C以上的最高溫度為止，通過施加在最高溫度下保持1小時以下的熱處理，可以獲得含有具有平均粒徑60nm以下的微晶粒的組織的、低保磁力的、在低磁場中的磁通密度高且磁致?lián)p耗少的磁性合金。當最高溫度低于430。C時，微晶粒的析出及生長不充分。優(yōu)選將最高溫度設為(i;2-50)x:以上(其中，Tx2表示化合物析出溫度)。最高溫度的保持時間超過l小時時，晶粒生長過度，導致軟磁特性劣化。因此，優(yōu)選保持時間為30分鐘以下；更優(yōu)為20分鐘以下；最優(yōu)為15分鐘以下。優(yōu)選平均升溫速度為10(TC/分以上。由于在30(TC以上的高溫范圍內(nèi)，升溫速度對磁特性的影響大，因此300'C以上時的升溫速度優(yōu)選為150°C/分以上；尤其是350。C以上時的升溫速度優(yōu)選為170。C/分以上通過對升溫速度的控制及使保持溫度階段性變化，可以控制結(jié)晶核的生成。另外，進行在低于結(jié)晶化溫度的溫度下保持充分的時間之后，在結(jié)晶化溫度以上的溫度下保持1小時以下的較短時間的熱處理時，可以獲得均質(zhì)、微細的結(jié)晶組織。其原因可以考慮為晶粒之間相互對對方的生長進行了抑制。例如，優(yōu)選在大約25(TC下保持超過1小時的時間后，在300。C以上的溫度中，以10(TC/分以上的速度進行升溫，在430。C以上的最高溫度下保持1小時以下的時間。(b)低溫熱處理將中間合金在大約35(TC以上低于43(TC的最高溫度下保持1小時以上。從量產(chǎn)性來看，優(yōu)選保持時間為24小時以下；更優(yōu)為4小時以下。為了抑制保磁力的增加，優(yōu)選平均升溫速度為0.120(TC/分；更優(yōu)為0.1100。C/分。(c)磁場中熱處理為了向合金付與磁感應各向異性，優(yōu)選在具有足夠強度使合金飽和的磁場中進行熱處理。既可以在熱處理全過程中(升溫、保持在一定溫度時以及冷卻中)施加磁場，也可以僅在一定期間內(nèi)施加磁場。在20(TC以上的溫度范圍內(nèi)，優(yōu)選施加磁場20分鐘以上。為了實現(xiàn)期望的支流或交流磁滯回線形狀，為了付與單軸的磁感應各向異性，優(yōu)選在熱處理的全過程中施加磁場。當磁芯由合金薄帶構(gòu)成時，與其形狀也有關系，但一般優(yōu)選向薄帶的寬度方向(環(huán)狀磁芯時，指磁芯的高度方向)上施加8kAm"以上的磁場；向長度方向(環(huán)狀磁芯時，指磁芯的磁路方向)上施加80Am"以上的磁場。將磁場施加到合金薄帶的長度方向上時，可以獲得顯示出高角形比的直流磁滯回線的磁性合金。另外，施加到合金薄帶的寬度方向上時，可以獲得顯示出低角形比的直流磁滯回線的磁性合金。磁場可以是直流、交流以及脈沖磁場的任何一種。通過在磁場中進行熱處理，可以獲得低磁芯損失的磁性合金。(5)表面處理也根據(jù)需要對本發(fā)明的磁性合金施加Si02、MgO、A1203等被覆(含浸、13涂敷等)處理；化成處理；陽極氧化處理等，在磁性合金上形成絕緣層。通過這些處理，可以降低高頻產(chǎn)生的渦電流，減少磁芯損失。在由表面平滑、寬幅的合金薄帶構(gòu)成的磁芯中，該效果尤為明顯。[3]磁性部件由本發(fā)明的磁性合金構(gòu)成的磁性部件，可以應用于陽極電抗器等大電流用的電抗器；有源濾波器用扼流圈；平滑扼流圈；通信用脈沖變壓器等各種變壓器；激光電源或加速器等用的脈沖功率磁性部件；電極磁芯；發(fā)電機磁芯；磁傳感器；電流傳感器；天線磁芯；磁屏蔽、電磁屏蔽材料等電磁干擾防止部件；磁軛(Yoke)材料等。以下，通過實施例對本發(fā)明進行更具體的說明，但本發(fā)明并不局限于這些實施例。實施例1通過單輥急冷法，由具有Fe83.72Cu,.5B,4.78(原子。/。)組成的合金熔液，制成寬5mm及厚18ym的合金薄帶(試料l-0)，在表1所示的條件下，對該合金薄帶進行熱處理(升溫速度5(TC/分)，制成試料1-1~1-8的磁性合金。對各試料的X射線衍射、晶粒的體積分率以及磁特性進行了測定。磁特性的測定結(jié)果如表1所示。G)X射線衍射的測定圖1是表示各試料的X射線衍射圖案。在任何的熱處理條件下，都可以觀測到a-Fe的衍射圖案，但從X射線衍射測定中獲得的(310)面的峰值的半值幅確認到?jīng)]有出現(xiàn)晶格畸變，通過ScHerrer公式求出平均結(jié)晶粒徑。特別是在熱處理溫度(最高溫度)TA為35(TC以上時，峰值明顯。例如試料1-7(Ta二390。C)中，(310)面的峰值的半值幅約為2°，平均結(jié)晶粒徑約為24nm。(2)晶粒的體積分率在各試料的TEM照片上劃出長度Lt的任意的線量，求出與晶粒交叉部分的長度的合計Lc，將Lc/Lt作為晶粒的體積分率。結(jié)果可知，在各試料中，平均粒徑60nm以下的晶粒以50體積％以上的比例分散在非晶質(zhì)相中。(3)磁特性的測定將各試料加工成長12cm的單板狀，通過B-H描繪儀對磁特性進行測定。圖2表示各試料的B-H曲線。隨著熱處理溫度的上升，飽和性變好，B,。也變高。在350。C以上的熱處理溫度TA下，Bs(kk)為1.80T以上。表l表示熱處理條件、保磁力Hc、殘留磁通密度B。80A/m及8000A/m中的磁通密度BgQ及B8。。D、以及最大磁導率"m。保磁力He在熱處理前約為7.8A/m，熱處理中變?yōu)?10A/m。在Ta二39(TC及1.5小時的熱處理(試料l-7)中，保磁力He為7.0A/m。另外，試料1-7的B鵬o為1,82T。通過在磁場中進行熱處理，最大磁導率Pm增加。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>注*表示熱處理前。圖3所示為了試料1-0的磁性合金(a)(組成Febal.CUl.5B14.78)，以及Fe85B,5非晶質(zhì)合金(b)的示差掃描熱量分析結(jié)果(升溫速度rC/分)。在試料1-0的磁性合金(a)中，低溫時出現(xiàn)緩的發(fā)熱峰值之后，在高溫下出現(xiàn)了伴隨析出的陡的發(fā)熱峰值。這是本發(fā)明的軟磁合金的典型發(fā)熱方式。可以認為在顯示緩的發(fā)熱峰值的低溫一側(cè)，在寬廣的溫度范圍內(nèi)產(chǎn)生了微結(jié)晶的析出及生長。結(jié)果，可以獲得粒徑小而粒徑分布狹窄的晶粒，有助于降低軟磁性合金的保磁力，以及提高其飽和磁通密度。與此相對，在Fe85B15非晶質(zhì)合金(b)中，在顯示稍微緩的發(fā)熱峰值的低溫一側(cè)，出現(xiàn)劇烈的結(jié)晶化，導致不利于軟磁特性的晶粒的粗大化及粒徑分布的擴大。實施例2通過單輥急冷法，由具有Fe82.72Ni,CUL5Bw.78(原子。/。)組成的合金熔液，制成寬5mm及厚18um的合金薄帶(試料2-0)，在表2所示的條件下，對該合金薄帶進行熱處理(升溫速度5(TC/分)，制成試料2-l2-4的磁性合金。對各試料的X射線衍射及磁特性進行了測定。磁特性的測定結(jié)果如表2所示。圖4是表示各試料的X射線衍射圖案?？芍跓崽幚頊囟萒a低的情況下，非晶質(zhì)相的暈(halo)和晶粒的峰值變?yōu)橹丿B的衍射圖案，但隨著Ta的升高，非晶質(zhì)相減少，變?yōu)橐跃Я５姆逯禐橹?。?310)面的峰值的半值幅(大約二1.5。)求出的平均結(jié)晶粒徑約為32nm，稍微大于實施例1的磁性合金，該磁性合金不含Ni，具有Fe83.72ClH.5B^8的組成。圖5所示為與實施例1同樣求出的各試料的B-H曲線。表2所示為各試料的熱處理條件及磁特性。隨著熱處理溫度TA升高，飽和磁通密度(B80(k))隨之增加，特別是在390。C的熱處理條件(試料2-3)中，曲線的飽和性最佳。另外，Bso也大(最大1.54T),低磁場中的磁通密度的上升良好。在37(K390。C的寬熱處理溫度范圍內(nèi)，保磁力Hc較低，約為7.8A/m。另外，與不含Ni的實施例1的合金薄帶相比，實施例2的合金薄帶在制造時難以切斷。這說明實施例2的組成，使非晶質(zhì)形成能得到提高。另外，Ni固溶于Fe及Cu雙方中，可以認為添加Ni對于磁特性的熱穩(wěn)定性以一定的效果。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>注*表示熱處理前。實施例3在大氣中，通過單輥急冷法，從具有Fe83.5CUL25Si,Bi4,25(原子。/。)組成的合金熔液，制成寬5mm及厚20um的合金薄帶(試料3-0)，在表3所示的條件下，對該合金薄帶進行熱處理(升溫速度5(TC/分)，制成試料3-1及3-2的磁性合金。同樣，由具有Fe83.5CUu5B,5.25的組成的合金薄帶(試料3-3)制成試料3-4的磁性合金；由具有Fe83,5CUL5Si,BK25的組成的合金薄帶(試料3-5)制成試料3-6的磁性合金。對各試料的X射線衍射、晶粒的體積分率及磁特性進行了測定。磁特性的測定結(jié)果如表3所示。圖6所示為試料3-1及3-2的B-H曲線。隨著熱處理溫度Ta的升高，B80(k)也隨之增加，Ta二41(TC(試料3-2)時飽和磁通密度為1.85T,高于具有Fe83.5CUl.25B15.25的組成的實施例1的各試料。由此可知具有Fe83.5CUl.25SiBR25的組成的磁性合金具有良好的飽和性。圖7所示為低磁場中的各試料的B-H曲線。可知Bso隨著熱處理溫度的上升而增加。在熱處理溫度7\=410°。(試料3-2)的情況下，B肌為1.65T;保磁力Hc小，為8.6A/m;Bso和殘留磁通密度Br之比B/Bso約為90%。試料3-l及3-2的非晶質(zhì)性中均含有50體積。/。以上的晶粒(平均粒徑:60nm以下)。不含Si的試料3-4(具有Fe83.5CUl.25B15.25的組成)具有高保磁力Hc，約為16.4A/m，但軟磁特性劣于含Si的試料3-1及3-2。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>注*表示熱處理前。關于除有無Si以外，具有相同組成的磁性合金，對其薄帶形成性及軟磁特性進行了評估，結(jié)果如表4所示?？芍琒i的磁性合金(Fe83.5CuL25Si1Bw.25及Fe83.25CUiSiL5B,4.25)的薄帶形成性及軟磁特性良好。其原因可以考慮為含Si使非晶質(zhì)相的形成能得到改善。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>實施例4通過單輥急冷法，從在通式(Fe。.85B(U5)跳xCUx(原子。/。)中，Cll濃度X分別為O.O、0.5、l.O及1.5的四種合金熔液，制成寬5mm及厚18~22um的合金薄帶，在升溫速度為5(TC/分、最高溫度35(TC以及保持時間為1小時的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行熱處理。與實施例1同樣，對制備的各磁性合金的X射線衍射及磁特性進行了測定。圖8表示X射線衍射圖案。在該圖中，"roll"表示薄帶的輥側(cè)；"free"表示自由面?zhèn)取姆逯祻姸葋砜?，自由面?zhèn)嚷源螅胫捣鶝]有差異。隨著Cu濃度x的增加，由非晶質(zhì)造成的暈減少，bcc結(jié)構(gòu)結(jié)晶的峰值變得清楚。Cu濃度x二1.5的磁性合金的平均結(jié)晶粒度約為24nm。對明顯觀測到bcc相峰值的x二1.0及1.5的磁性合金進行比較，結(jié)果發(fā)現(xiàn)x二1.5的峰值寬，x-1.5的磁性合金中的晶粒的平均粒徑約為x=1.0的磁性合金的一半。圖9所示為B-H曲線。x=0.0時的保磁力He約為400A/m，飽和磁通密度B,o約為1.63T，隨著x的增加，結(jié)晶粒徑?jīng)]有變大而Hc減少，B,()增加，x二1.5時Hc約為10A/m，B,。變?yōu)榇蠹s1.80T?？芍词故荈e濃度為80%以上的合金，添加Cu后結(jié)晶粒徑變小，保磁力下降。實施例5通過單輥急冷法，由具有表5所示組成的合金熔液，制成寬5mm及厚1925iim的合金薄帶，在升溫速度為5(TC/分、最高溫度410"C及420"C以及保持時間為1小時的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行了熱處理，制成試料5-1~5-4的磁性合金。表5所示為這些試料的熱處理條件及磁特性。任何一種試料都表現(xiàn)出高B8()、良好的角形性(B/B8o:90%以上)以及非常高的最大磁導率ym、高的結(jié)晶化溫度以及良好的非晶質(zhì)相形成能。而且可知，當B、Si等非金屬元素的含量變多時，軟磁性特性得到提高。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積％以上的晶粒(平均粒徑60nm以下)。[表5]<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>實施例6通過單輥急冷法，由具有表6所示組成的合金熔液，制成寬5mm及厚1925um的合金薄帶，在升溫速度為5(TC/分、最高溫度41(TC及保持時間為l小時的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行了熱處理，制成試料6-16-30的磁性合金。表6所示為這些試料的板厚及磁特性。任何一種試料，其B,o均在1.7T以上，最大磁導率Um非常高，為30000以上，軟磁性特性良好?？芍S著非金屬元素含量的變化，Cu的最佳含量也隨之變化。另外，隨著非金屬元素的增加，使制造厚的薄帶變得容易。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積。/。以上的晶粒(平均粒徑:60nm以下)。[表6]<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>實施例7通過單輥急冷法，由具有可以用Febal.CUl.5SizBy表示的組成的合金熔液，制成合金薄帶，改變最高溫度，在升溫速度為5(TC/分及保持時間為1小時的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行了熱處理。將從可以獲得最低的保磁力Hc的熱處理溫度到Hc的增加為5%以內(nèi)的范圍定為最佳熱處理溫度范圍。表7所示為能夠獲得1.7T以上的飽和磁通密度Bs的合金的最佳熱處理溫度范圍。當熱處理溫度高時，微晶粒的析出量增加，磁通密度變高，飽和性及角形性變好。保磁力Hc具有隨著結(jié)晶磁各向異性大的Fe-B化合物的析出而增加的傾向。B量越多，F(xiàn)e-B化合物越容易在低溫下析出。Si抑制Fe-B化合物的析出。因此，為了獲得低保磁力，優(yōu)選合金中含有Si。表7最佳熱處理溫度范圍('C)<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>注空欄表示未測定實施例8通過單輥急冷法，由含有P或C的Fe-Cu-B類合金熔液(具有表8所示組成)制成寬5mm及厚18~22ym的合金薄帶，在升溫速度為5(TC/分、最高溫度為37(TC及3卯。C，以及保持時間為1小時的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行了熱處理，制成試料8-l8-4的磁性合金。表8所示為這些試料的板厚及磁特性。任何一種試料，其Bs,均超過1.7T，具有超過30000的最大磁導率u^軟磁性特性良好?？芍S著非金屬元素含量的變化，Cu的最佳含量也隨之變化。另外，P及C可以提高非晶質(zhì)形成能，并改善薄帶的韌性。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積％以上的晶粒(平均粒徑60nm以下)。[表8]試料組成板厚TAB咖。B80HcpmNo.(原子％)Oim)('C)(T)(T)(A/m)(103)8-1Febai.CuusBwPi21.53701.711.0612.2388-2Febal.CUi.35已i4P319.73701.731.288.2608-3Febai.Cui.3sBi6Ci18.23901.741.2713.8388誦4Febal.CLH.3sBi4C317.93901.731.3017.540實施例9通過單輥急冷法，由含有P、C或Ga的Fe-Cu-Si-B類合金熔液(具有表9所示組成)制成寬5mm及厚20um的合金薄帶，在升溫速度為50°C/分、最高溫度為41(TC及43(TC，以及保持時間為1小時的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行了熱處理，制成試料9-l9-5的磁性合金。表9所示為這些試料的板厚、最高溫度及磁特性。任何一種試料，其Bs,均超過1.8T，而且具有100000以上的最大磁導率Um，軟磁性特性良好。通過含有能夠提高非晶質(zhì)形成能的P及C，可以獲得較除了P或C以外，具有相同組成的試料6-13的合金(組成Febal.CUl.35Si2B14;板厚18.0um)更厚的、高韌性的薄帶。其原因可以考慮為Ga具有使保磁力減少的效果。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積％以上的晶粒(平均粒徑60nm以下)。[表9]試料組成板厚丁AB800o已80HcNo.(原子％)(Mm)(。c)(T)(T)(A/m)(103)9-1Febai.Ci4i.35Si2Bi4Pi19.74301.811.659.51019-2Febai.Cu135Si2B12P220.44101.811.688.41029-3Febai.Cui.3sSi2Bi4Ci22.04301.811.647.21209陽4FebaLCuL35Si2BwGai20.14101.821.625.91019-5Febai.CuL35SisB"i4Gai18.14101.821.686.1■實施例10通過單輥急冷法，由含有Ni、Co或Mn的Fe-Cu-Si-B類合金熔液(具有表10所示組成)制成寬5mm及厚20um的合金薄帶，在升溫速度為50"C/分、最高溫度為41(TC，以及保持時間為1小時的條件下，在無磁場中21對該合金薄帶進行了熱處理，制成試料10-1~10-5的磁性合金。表10所示為這些試料的板厚、最高溫度及磁特性。用Ni置換Fe時，非晶質(zhì)形成能提高，使獲得較除了Ni以外，具有相同組成的試料6-13的合金(組成Febal.CU|.35Si2B14;板厚18.0um)更厚的薄帶變得容易。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積％以上的晶粒(平均粒徑60nm以下)。[表10]<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>實施例11通過單輥急冷法，由含有Nb的Fe-Cu-B類或者Fe-Cu-Si-B類合金熔液(具有表11所示組成)制成寬5mm及厚20~25um的合金薄帶，在升溫速度為5(TC/分、最高溫度為410°C，以及表11所示的保持時間的條件下，在無磁場中對該合金薄帶進行了熱處理，制成試料11-1~11-4的磁性合金。表11所示為這些試料的熱處理條件及磁特性。任何一種試料均顯示出良好的角形性(B/B80)?？芍词箖H添加少量的具有促進納米晶粒形成的元素Nb，也能夠提高薄帶的形成能。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積％以上的晶粒(平均粒徑60nm以下)。[表11]<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>實施例13通過單輥急冷法，由具有表12所示組成的合金熔液制成寬5mm及厚1725nm的合金薄帶，對該合金薄帶進行熱處理，以10(TC/分或200°C/分的平均升溫速度，急劇升溫到45(TC48(TC的最高溫度(高于金星1小時的熱處理時的最佳熱處理溫度)為止，保持210分鐘后，急劇冷卻到室溫為止，制成試料13-1~13-33。在350。C以上時，升溫速度約為170。C/分。表12所示為這些試料的熱處理條件、板厚及磁特性。任何一種試料均具有1.7T以上的B8,。圖10所示為具有Fet^.CuL5Si4Bw的組成的試料13-19(升溫速度為200。C/分)及13-20(升溫速度為10(TC/分)的B-H曲線?？芍词故窍嗤M成的合金，當升溫速度提高時，B-H曲線的形狀也會發(fā)生變化，最大磁導率增加，磁致?lián)p耗大幅減少。其原因可以考慮為急劇的加熱可以均勻地生成結(jié)晶核，并且使非晶質(zhì)相的殘留比例減少。另外，急劇加熱可以使B，o變?yōu)?.7T以上的組成范圍擴大。因此，根據(jù)用途和熱處理環(huán)境改變熱處理方式是有效的。特別是在具有Cu含量少的組成或Si含量為5原子％以上的組成的合金中，為了降低Hc，該熱處理法是有效的?？芍诤蠵的合金中，優(yōu)選采用該熱處理法，不僅能夠降低Hc，而且能夠增加Bs。。含有C或Ga的合金也是一樣的。任何一種試料，均在非晶質(zhì)相中分散有50體積％以上的晶粒(平均粒徑60nm以下)。[表12〗<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>圖11及圖12所示為試料13-9(組成Feba,.CuL6Si7B,3)及試料13-29(組成Febal.CUl.35Si2B12P2;^B-H曲線(分別在8000A/m及80A/m的最大磁場中進行測定)。可知試料13-9的He小，飽和性良好。試料13-29的Bg。大，飽和性良好。在施加了高溫短時間熱處理的情況下，這些B-H曲線是典型的。實施例14將具有FebaLOM.35B,4Si2(原子y。)的組成的125(TC的合金熔液，從狹縫狀噴嘴噴射到以30m/s的周速旋轉(zhuǎn)的、外徑為300mm的Cu-Be合金輥上，制成寬5mm及厚18um的合金薄帶，從X射線衍射及透射電子顯微鏡(TEM)觀察的結(jié)果可知，在該合金薄帶的非晶質(zhì)相中分散有晶粒。圖13所示為觀察到的合金薄帶的微觀組織的透射電子顯微鏡照片；圖14所示為微觀組織的模式圖。從微觀組織可知，非晶質(zhì)相中分散有4.8體積％的微晶粒(平均粒徑大約5.5nm)。將由合金薄帶形成的、外徑19mm及內(nèi)徑15mm的巻磁芯放置在氮氣氣氛的爐中，向巻磁芯的高度方向施加240KA/m的磁場的同時，以7.5。C/分的速度升溫到420'C為止。在42(TC保持60分鐘后，以平均速度1.2"C/分冷卻到200。C為止，從爐中取出后冷卻到室溫，制成試料14-1。對試料14-1進行磁特性測定、X射線衍射測定及透射電子顯微鏡(TEM)觀察。關于熱處理后的試料14-1，圖15所示為X射線衍射圖案；圖16所示為透射電子顯微鏡觀察到的合金薄帶的微觀組織；圖17所示為該微觀組織的模式圖。從微觀組織及X射線衍射圖案可知，在非晶質(zhì)相中分散有60體積。/。的體心立方(bcc)結(jié)構(gòu)的微晶粒(平均粒徑大約14nm)。通過EDX對晶粒組成進行分析時，可知主體為Fe。表13所示為熱處理后的試料14-1的飽和磁通密度Bs、保磁力Hc、lkHz時的交流比初磁導率ylk、20kHz及0.2T時的磁芯損失Pem以及平均結(jié)晶粒徑D。為了進行比較，在表13中，一并表示通過對具有Febal.B14Si20i子％)的組成的、完全非晶質(zhì)的合金進行熱處理，使其結(jié)晶化的合金(試料14-2);通過非晶質(zhì)合金的熱處理獲得的公知的納米結(jié)晶軟磁性合金(試料14-3及14-4)[以原子％計分別具有FebaLCiMNb3Sb,5B9及Febal.NbB9的組成];典型的Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-5)[組成Fe^.BnSi9(原子n/。)];以及厚50pm的6.5質(zhì)量％硅鋼帶(試料14-6)的磁特性及結(jié)晶粒徑。本發(fā)明的磁性合金(試料14-l)的飽和磁通密度Bs為1.85T，高于現(xiàn)有的Fe基納米結(jié)晶合金(試料14-3及14-4)及現(xiàn)有的Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-5)。對完全非晶質(zhì)的合金進行熱處理而結(jié)晶化的合金(試料14-2)的軟磁性顯著劣化，磁芯損失Pcm也顯著變大。與現(xiàn)有的硅鋼帶(試料14-6)相比，本發(fā)明的試料14-1在lkHz時的交流比初磁導率p,k高，磁芯損失Pem低，因此適用于電源濾波扼流圈(powerchokecoil)、高頻變壓器等。[表13]試料No.組成(原子％)Bs(T)Hc(A/m)P化D(nm)14-1Febai.CU1.35B14Si21.856.570004.11414-2*Febai.BwSJ21.80800206014-3*Febai.Cu，Nb3Sh3.5B9(納米結(jié)晶合金)1.240.51200002.11214-4*Febal.Nb7B9(納米結(jié)晶合金)1.525.861008.1914-5*Febal.Bi3Si9(非晶質(zhì)合金)1.564.250008.814-6*6.5質(zhì)量％硅鋼帶1.802880058注*表示比較例Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-4)的飽和磁致伸縮系數(shù)h=+27Xl(T6，與此相對，試料14-1的飽和磁致伸縮系數(shù)人s為+10Xl(T^+5Xl(rS和低于1/2。因此，即使進行含浸、粘接等，也可以通過Fe基非晶質(zhì)合金抑制軟磁特性的劣化，適用于電源濾波扼流圈(powerchokecoil)用切面鐵心(cutcore)或電極磁芯。對由本發(fā)明的磁性合金構(gòu)成的電源濾波扼流圈進行了評估，結(jié)果顯示出其具有更優(yōu)于壓粉磁芯和Fe基非晶質(zhì)合金制扼流圈的直流重疊特性，從而可以獲得高性能的扼流圈。對由試料14-1的磁性合金構(gòu)成的巻磁芯在50Hz中的每單位重量的磁芯損失P^進行了測定。其磁芯損失Pem的磁通密度Bm依存性如圖18所示。為了進行比較，在圖18中也一并表示由現(xiàn)有的取向性電磁鋼板(試料14-6)及Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-5)組成的磁芯的磁芯損失P^的磁通密度Bm依存性。試料14-1的巻磁芯的磁芯損失與Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-5)25程度相同，特別是在飽和磁通密度為1.5T以上的情況下，試料14-1的巻磁芯的磁芯損失低于試料14-5，到1.65T左右為止，磁芯損失沒有出現(xiàn)急劇的增加。因此，可以在比現(xiàn)有的Fe基非晶質(zhì)合金高的磁通密度下設計變壓器等，可以使變壓器實現(xiàn)小型化。另外，到高磁通密度領域為止，取向性電磁鋼板(試料14-6)的磁芯損失低，因此具有優(yōu)良的節(jié)能性能。圖19所示為由試料14-1的磁性合金構(gòu)成的巻磁芯、Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-5)及6.5質(zhì)量％硅鋼帶(試料14-6)，在0.2T中每單位重量的磁芯損失Pem的頻率依存性。試料14-1的磁性合金具有高飽和磁通密度，同時其磁芯損失低于Fe基非晶質(zhì)合金(試料14-5)，因此適用于高頻用電抗器、扼流圈，變壓器等的磁芯。試料14-1的磁性合金的交流比初磁導率到100kHz為止為6000以上，高于試料14-5及試料14-6。因此，適用于共模扼流圈等的扼流圈；脈沖變壓器等的變壓器；磁屏蔽材料、天線磁芯等。實施例15通過將具有如表14所示組成的130CTC的合金熔液，噴射到以32m/s的周速旋轉(zhuǎn)的外徑300nm的Cu-Be合金輥上，制成寬5mm及厚21um的合金薄帶。通過X射線衍射測定及透射電子顯微鏡(TEM)觀察的結(jié)果可知，各合金薄帶的非晶質(zhì)相中分散有30體積％以下的晶粒。在氮氣氣氛的爐內(nèi)，以8.5"C/分的升溫速度，將由各合金薄帶形成的外徑19mm及內(nèi)徑15mm的巻磁芯從室溫升溫到410。C，在410。C保持60分鐘后，冷卻到室溫。平均冷卻速度為30T7分以上。對制成的磁性合金(試料15-1~15-33)的磁特性、X射線衍射進行了測定，并且用透射電子顯微鏡進行了觀察。在透射電子顯微鏡觀察到的微觀結(jié)構(gòu)中，任何一種試料的組織中平均粒徑60nm以下的體心立方結(jié)構(gòu)的微細晶粒均占30體積％以上。表14表示熱處理后的試料15-115-33的飽和磁通密度Bs、保磁力Hc、20kHz及0.2T中的磁芯損失Pem。為了進行比較，在表14中也一并表示具有100nm以上粒徑的結(jié)晶占100%的未熱處理的Febal.B6合金(試料15-34)、以及在熱處理前的階段完全為非晶質(zhì)的現(xiàn)有的典型的納米結(jié)晶軟磁性合金(試料15-35及15-36)的磁特性?？芍北景l(fā)明的磁性合金(15-l15-33)具有高飽和磁通密度Bs、低保磁力Hc及低磁芯損失P^。與此相對，試料15-34的He過大，不能對Pem進行測定。試料15-35及15-36的Bs分別為1.24T及1.52T，低于本發(fā)明的試料15-115-33。[表14]<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>實施例16將具有Feba,CUL35Si2Bw(原子。/。)的組成的125(TC的合金熔液，從狹縫狀噴嘴噴射到以30m/s的周速旋轉(zhuǎn)的、外徑為300mm的Cu-Be合金輥上，制成寬5mm及厚18um的合金薄帶，從X射線衍射測定及透射電子顯微鏡(TEM)觀察的結(jié)果可知，在該合金薄帶的非晶質(zhì)相中分散有晶粒。由透射電子顯微鏡觀察到的微觀組織可知，平均粒徑5.5rnn左右的微細晶粒，以平均晶粒間距離24nm分散在非晶質(zhì)相中。將合金薄帶切斷為120mm的長度，將其放置在預先升溫了的氮氣氣氛的管狀爐中，在圖20及21所示的溫度下保持60分鐘后，在爐外以30。C/分以上的平均速度進行空氣冷卻。制成試料16-1，對其磁特性的熱處理溫度依存性進行了調(diào)査。從試料16-1的X射線衍射測定及TEM觀察可知，在33(TC以上的熱處理溫度下制成的磁性合金中，在非晶質(zhì)相中，以30體積％的比例，分散有平均粒徑50nm以下的微細體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒。由EDX分析的結(jié)果可知晶粒以Fe為主體。作為比較，將具有Fe^Si2B,4(原子。/。)的組成的125(TC的合金熔液，從狹縫狀噴嘴噴射到以33m/s的周速旋轉(zhuǎn)的、外徑為300mm的Cu-Be合金輥上，制成寬5mm及厚18um的合金薄帶，從X射線衍射測定及TEM觀察的結(jié)果可知，在該合金薄帶為非晶質(zhì)。將合金薄帶切斷為120mm的長度，進行同樣的熱處理，對制備的試料16-2的磁特性的熱處理溫度依存性進行了調(diào)査。圖20表示飽和磁通密度Bs的熱處理溫度依存性，圖21表示保磁力Hc的熱處理溫度依存性。在本發(fā)明的制造方法(試料16-1)中，當熱處理溫度變?yōu)?3(TC以上時，Bs上升但Hc沒有出現(xiàn)增加，可以獲得高Bs且具有優(yōu)異軟磁性的軟磁性合金。特別是在420。C左右的熱處理溫度下，可以獲得最佳的磁特性。與此相對，對非晶質(zhì)合金進行了熱處理的情況下(試料16-2)，由于結(jié)晶化導致Hc急劇增加。如上所述，可知對具有在非晶質(zhì)相中，以30體積。/。的比例和50nm以下的平均晶粒間距離，分散有平均粒徑30nm以下的晶粒的組織的合金進行熱處理，制成具有平均粒徑60nm以下的體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒以30體積%以上的比例分散到非晶質(zhì)相中的組織的磁性合金，該磁性合金具有高Bs且顯示出優(yōu)異的軟磁性。實施例17將具有Feba,.Cu,.25Si2B,4(原子。/o)的組成的125(TC的合金熔液，從狹縫狀噴嘴噴射到改變旋轉(zhuǎn)的、外徑為300mm的Cu-Be合金輥上，制成非晶質(zhì)相中的晶粒的體積分率不同的寬5mm的合金薄帶。通過透射電子顯微鏡求出晶粒的體積分率。晶粒的體積分率因合金輥的旋轉(zhuǎn)速度發(fā)生變化。對由各合金薄帶制成的外徑19mm及內(nèi)徑15mm的巻磁芯，在41(TC下進行1小時的熱處理，制成試料17-l17-8的磁性合金。對這些合金的飽和磁通密度Bs及保磁力Hc進行了測定。結(jié)果可知，熱處理后的磁性合金的晶粒體積分率為30%以上，Bs為1.8T1.87T。表15所示為試料17-117-8的保磁力Hc。可知對不存在晶粒的合金進行熱處理制成的磁性合金(試料17-1)，在750A/m的磁場中，具有非常大的保磁力Hc。對晶粒的體積分率為超過0%且30%以下的合金進行熱處理制成的本發(fā)明的磁性合金(17-2~17-5)的Hc小，且具有高Bs和優(yōu)異的軟磁性。與此相對，對晶粒的體積分率為超過30%的合金進行熱處理而制成的合金(17-617-8)，其晶粒粗大化，Hc增加。如上所述，對具有分散有超過0%但在30%以下的微細晶粒的組織的Fe量多的合金進行熱處理制成的高Bs磁性合金，與對完全非晶質(zhì)合金或存在超過30%的晶粒的合金進行熱處理而成的合金相比，具有優(yōu)異的軟磁特性。[表15]<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>實施例18將具有Fe^.Qn.35B,4Si2(原子c/。)的組成的125(TC的合金熔液，從狹縫狀噴嘴噴射到以30m/s的周速旋轉(zhuǎn)的、外徑為300mm的Cu-Be合金輥上，制成寬5mm及厚18um的合金薄帶。將該合金薄帶彎曲180°時合金薄帶斷裂，可知該合金薄帶質(zhì)脆。從X射線衍射測定及TEM觀察的結(jié)果可知，該合金薄帶具有在非晶質(zhì)相中分布有晶粒的組織。由透射電子顯微鏡觀察到的微觀組織可知，平均粒徑5.5nm左右的微細晶粒，以4.8體積％分散在非晶質(zhì)相中。從組成分析的結(jié)果可知晶粒以Fe為主體。將合金薄帶切斷為120mm的長度，將其放置在氮氣氣氛的爐內(nèi)，在41(TC溫度下進行1小時的熱處理，對其磁特性進行了測定。從微觀組織觀察及X射線衍射測定的結(jié)果可知，平均粒徑14nm的微細體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒在組織中占到60%(剩余為非晶質(zhì)相)。熱處理后的磁性合金的飽和磁通密度Bs為1.85T，保磁力Hc為6.5A/m，lkHz中的交流比初磁導率u,k為7000，20kHz及0.2T中的磁芯損失Pem位4.1W/kg，平均結(jié)晶粒徑D為14nm，飽和磁致伸縮系數(shù)Xs為十14X1(T6。用振動磨對未熱處理合金薄帶進行粉碎，用170目(mesh)的篩子進行篩選。從X射線衍射測定及微觀組織觀察的結(jié)果可知，制成的粉末與薄帶具有同樣的X射線衍射圖案及微觀組織。在平均升溫速度20'C/分、保持溫度41(TC、保持時間1小時以及平均冷卻速度7i:/分的條件下，對該粉末的一部分進行^處理。從保磁力及飽和磁通密度的測定結(jié)果可知，制成的磁性合金具有29A/m的保磁力及1.84T的飽和磁通密度。從X射線衍射及微觀組織觀察的結(jié)果可知，熱處理后的粉末具有與熱處理前的薄帶同樣的X射線衍射圖案及微觀組織。實施例19將實施例18中制成的未熱處理合金粉末和平均粒徑為0.5um的Si02粒子，以95:5(體積比)進行混合后制成混合粉末，相對于100重量分的該混合粉末，混合6.6重量分的聚乙烯醇水溶液(3質(zhì)量％)，在10(TC下進行1小時的攪拌，同時使其完全干燥，用115目(mesh)的篩子進行篩選。將制備的復合粒子裝入到涂布了氮化硼潤滑劑的模具中，施加500MPa的壓力，制成內(nèi)徑12mm、外徑21.5mm及高6.5mm的環(huán)狀壓粉磁芯(試料19-1)。在氮氣氣氛中，41(TC的溫度下對該壓粉磁芯進行1小時的熱處理。從TEM觀察的結(jié)果可知，構(gòu)成壓粉磁芯的合金粒子，與實施例l的熱處理后的合金同樣，都具有在非晶質(zhì)母相中分散有納米晶粒的組織。該壓粉磁芯的比初磁導率為78。由Fe基非晶質(zhì)壓粉磁芯(試料19-2)，具有FebaLCu，Nb3Sb.5B9(原子。/cO的組成的現(xiàn)有的Fe基納米結(jié)晶合金粉末(試料19-3)，以及鐵粉(試料19-4)制成與試料19-1相同形狀的環(huán)狀壓粉磁芯。在各壓粉磁芯上巻繞30轉(zhuǎn)的線圈，制成扼流圈，對直流重疊特性進行了測定。結(jié)果如圖22所示。從圖22可知，到高直流重疊電流為止，本發(fā)明的扼流圈具有比采用Fe基非晶質(zhì)壓粉磁芯(試料19-2)、Fe-Cu-Nb-Si-B類納米結(jié)晶合金壓粉磁芯(試料19-3)以及鐵粉(試料19-4)的扼流圈更大的感應系數(shù)，具有優(yōu)異的直流重疊特性。因此，本發(fā)明的扼流圈不僅可以對應大電流，而且還能實現(xiàn)小型化。權(quán)利要求1.一種磁性合金，其特征在于，具有用下述通式(1)表示的組成，F(xiàn)e100-x-yCuxBy(原子％)…(1)其中，x及y為滿足0.1≤x≤3及10≤y≤20的條件的數(shù)字，并且，該磁性合金由在非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑為60nm以下的晶粒的組織構(gòu)成，飽和磁通密度為1.7T以上。2.—種磁性合金，其特征在于，具有用下述通式(2)表示的組成，F(xiàn)e跡x，CuxByXz(原子％)..(2)其中，X為從Si、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中選出的至少一種元素，x、y及z為分別滿足0.1《x《3、10《y《20、0<z《10及10<y+z《24的條件的數(shù)字，并且，該磁性合金由在非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑為60nm以下的晶粒的組織構(gòu)成，飽和磁通密度為1.7T以上。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的磁性合金，其特征在于，所述X為Si及/或P。4.根據(jù)權(quán)利要求1~3中任一項所述的磁性合金，其特征在于，在所述非晶質(zhì)母相中分散有30體積％以上的所述晶粒。5.根據(jù)權(quán)利要求1~4中任一項所述的磁性合金，其特征在于，最大磁導率為20000以上。6.根據(jù)權(quán)利要求1~5中任一項所述的磁性合金，其特征在于，還以Fe的10原子％以下的比例含有Ni及/或Co。7.根據(jù)權(quán)利要求1~6中任一項所述的磁性合金，其特征在于，還以Fe的5原子。/。以下的比例含有從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Re、鉬族元素、Au、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、O以及稀土類元素中選出的至少一種元素。8.根據(jù)權(quán)利要求17中任一項所述的磁性合金，其特征在于，該磁性合金為粉末形狀或薄片形狀。9.一種合金薄帶，其特征在于，具有用下述通式(l)表示的組成，F(xiàn)e跳x.yCuxBy(原子。/。)…(1)其中，x及y為滿足0.1《x《3及10《y《20的條件的數(shù)字，該合金薄帶由在非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑為30nm以下的微晶粒的組織構(gòu)成。10.—種合金薄帶，其特征在于，具有用下述通式(2)表示的組成，F(xiàn)e!0。.x.y—zCuxByXz(原子％)…(2)其中，X為從Si、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中選出的至少一種元素，x、y及z為分別滿足0.1《x《3、10《y《20、0<z《10及10<y+z《24的條件的數(shù)字，該合金薄帶由在非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑為30nm以下的微晶粒的組織構(gòu)成。11.根據(jù)權(quán)利要求io所述的合金薄帶，其特征在于，所述X為Si及/或p。12.根據(jù)權(quán)利要求911中任一項所述的合金薄帶，其特征在于，所述合金薄帶由所述微晶粒以超過0體積％但在30體積％以下的比例在所述非晶質(zhì)母相中分散的組織構(gòu)成。13.根據(jù)權(quán)利要求9~12中任一項所述的合金薄帶，其特征在于，還以Fe的10原子％以下的比例含有Ni及/或Co。14.根據(jù)權(quán)利要求913中任一項所述的合金薄帶，其特征在于，還以Fe的5原子。/。以下的比例含有從Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Re、鉑族元素、Au、Ag、Zn、In、Sn、As、Sb、Bi、Y、N、0以及稀土類元素中選出的至少一種元素。15.—種磁性部件，其特征在于，由權(quán)利要求1~8中任一項所述的磁性合金構(gòu)成。16.—種磁性合金的制造方法，其特征在于，對包含F(xiàn)e及半金屬元素的合金熔液進行急冷，制作由以超過0體積％但在30體積％以下的比例在非晶質(zhì)母相中分散有平均粒徑為30nm以下的晶粒的組織構(gòu)成的Fe基合金，對所述Fe基合金進行熱處理，形成平均粒徑為60nm以下的體心立方結(jié)構(gòu)的晶粒以30體積％以上的比例在非晶質(zhì)母相中分散的組織。全文摘要本發(fā)明提供一種磁性合金，其特征在于，具有用下述通式Fe_100-x-yCu_xB_y(原子％)(其中，x及y為滿足0.1≤x≤3及10≤y≤20的條件的數(shù)字)，或者通式Fe_100-x-yCu_xB_yX_z(原子％)(其中，X為從Si、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be的組群選出的至少一種的元素；x、y及z為分別滿足0.1≤x≤3；10≤y≤20；0＜z≤10及10＜y+z≤24的條件的數(shù)字)表示的組成，由非晶質(zhì)母相中含有平均粒徑60nm以下的晶粒的組織構(gòu)成，飽和磁通密度為1.7T以上。文檔編號C22C38/00GK101263240SQ20068003356公開日2008年9月10日申請日期2006年9月19日優(yōu)先權(quán)日2005年9月16日發(fā)明者吉澤克仁,太田元基申請人:日立金屬株式會社