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▶ チンタオ・ユンル・アドバンスト・マテリアルズ・テクノロジー・カンパニー・リミテッドの特許一覧
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2023-08-22
(54)【発明の名称】Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 45/02 20060101AFI20230815BHJP
C21D 6/00 20060101ALI20230815BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20230815BHJP
【ＦＩ】
C22C45/02 A
C21D6/00 C
C22C38/00 303S
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2022572665
(86)(22)【出願日】2022-02-16
(85)【翻訳文提出日】2023-01-19
(86)【国際出願番号】 CN2022076488
(87)【国際公開番号】W WO2022183909
(87)【国際公開日】2022-09-09
(31)【優先権主張番号】202110224190.5
(32)【優先日】2021-03-01
(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】520206025
【氏名又は名称】チンタオ・ユンル・アドバンスト・マテリアルズ・テクノロジー・カンパニー・リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】100118902
【弁理士】
【氏名又は名称】山本 修
(74)【代理人】
【識別番号】100106208
【弁理士】
【氏名又は名称】宮前 徹
(74)【代理人】
【識別番号】100196508
【弁理士】
【氏名又は名称】松尾 淳一
(74)【代理人】
【識別番号】100133765
【弁理士】
【氏名又は名称】中田 尚志
(72)【発明者】
【氏名】リウ，シューハイ
(72)【発明者】
【氏名】ブー，ジエンウェイ
(72)【発明者】
【氏名】ヤン，ドン
(72)【発明者】
【氏名】ヤオ，ウェンカン
(72)【発明者】
【氏名】リウ，ホンユ
(57)【要約】
本明細書は、磁性材料の技術分野に関し、詳細には、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金及びその製造方法に関する。Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金は、原子パーセントが式Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆで示される元素を含み、式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金は、良好な磁気特性、非常に優れた熱特性、及び広い結晶化温度ゾーンを有し、したがって、工業的製造に適している。
【選択図】図１
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金であって、原子パーセントが式（１）で示される元素を含み、Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆ （１）
式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金。
【請求項2】
連続薄条片形状であり、前記薄条片の条片厚さは、３０μｍ以上である、請求項１に記載のＦｅ基アモルファスナノ結晶合金。
【請求項3】
前記Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金の第二の結晶化開始温度と第一の結晶化開始温度との間の温度差が、１２０℃超である、請求項１に記載のＦｅ基アモルファスナノ結晶合金。
【請求項4】
前記温度差の第一の発熱量に対する比が、１．３８以上であり、前記第一の発熱量は、第一の結晶化の過程で前記Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金から放出された発熱量であり、前記温度差の単位は、摂氏であり、前記第一の発熱量の単位は、Ｊ／ｇである、請求項３に記載のＦｅ基アモルファスナノ結晶合金。
【請求項5】
前記Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金の飽和磁気誘導が、１．７５Ｔ以上であり、５０Ｈｚ－１．５Ｔの励磁条件下での前記Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金の単位重量あたりの鉄損が、０．３０Ｗ／ｋｇ未満であり、前記Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金中のナノ結晶粒のサイズが、２０乃至３０ｎｍである、請求項１乃至４のいずれか一項に記載のＦｅ基アモルファスナノ結晶合金。
【請求項6】
請求項１乃至５のいずれか一項に記載のＦｅ基アモルファスナノ結晶合金の製造方法であって、以下の工程、（ａ）式（１）に示される元素の原子パーセントに従ってブレンドし、次いで製錬して溶融鋼を得ること、
（ｂ）前記溶融鋼に対して単ロール急冷を行って初期条片を得ること、
（ｃ）前記初期条片を、前記初期条片の第一の結晶化開始温度よりも２０乃至３０℃高い第一の事前設定温度まで加熱すること、
（ｄ）前記温度を３０乃至４０分間保持すること、及び
（ｅ）前記初期条片を冷却して、前記Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金を得ること、
を含み、
Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆ （１）
式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である、製造方法。
【請求項7】
前記初期条片を第一の事前設定温度まで加熱することが、前記初期条片を、前記第一の事前設定温度よりも低い第二の事前設定温度まで加熱し、事前設定時間にわたって前記温度で保持すること、及び
前記初期条片を、前記第二の事前設定温度から前記第一の事前設定温度まで、第一の事前設定加熱速度で加熱すること、
を含む、請求項６に記載の製造方法。
【請求項8】
前記第二の事前設定温度が、２８０℃であり、前記事前設定時間が、２時間であり、前記第一の事前設定加熱速度が、３０℃／分である、請求項７に記載の製造方法。
【請求項9】
工程（ｅ）において、前記初期条片が、５０℃／秒の冷却速度で冷却される、請求項６乃至８のいずれか一項に記載の製造方法。
【請求項10】
請求項１乃至５のいずれか一項に記載のＦｅ基アモルファスナノ結晶合金から構成される磁気コンポーネント。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本出願は、その内容が参照により本明細書に援用される「Fe-based Amorphous Nanocrystalline Alloy and Preparation Method thereof」と題し、国家知識産権局に２０２１年３月１日に出願された中国特許出願第２０２１１０２２４１９０．５号の優先権を主張するものである。
【0002】
本明細書は、磁性材料の技術分野に関し、詳細には、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0003】
現在、変圧器、モーター又は発電機、電流センサー、磁気センサー、及びパルスパワー磁気コンポーネント（pulse power magnetic components）に用いられる軟磁性材料としては、ケイ素鋼、フェライト、Ｃｏ基アモルファス合金、及びナノ結晶合金が挙げられる。これらの軟磁性材料の中でも、ケイ素鋼は、安価であり、磁束密度及び機械加工性が高いが、高周波下において高い損失を起こし易い。フェライトは、飽和磁束密度が低いことに起因して、高出力高飽和磁気誘導のシナリオにおける用途は限られてきた。Ｃｏ基アモルファス合金は、高価であるだけでなく、飽和磁束密度も低いため、高出力デバイスとして用いられた場合、Ｃｏ基アモルファス合金は、熱力学的に不安定であり、使用時に高い損失を起こし易い。
【0004】
Ｆｅ基アモルファス合金は、高飽和磁束密度及び高出力下での低い損失という利点を有することから、理想的な磁性材料である。現在、Ｆｅ基アモルファス／ナノ結晶合金は、Ｆｉｎｅｍｅｔ（Ｆｅ７３．５Ｓｉ１３．５Ｂ９Ｃｕ１Ｎｂ３）合金、Ｎａｎｏｐｅｒｍ（Ｆｅ－Ｍ－Ｂ、Ｍ＝Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂなど）合金、及びＨＩＴＰＥＲＭ（Ｆｅ－Ｃｏ－Ｍ－Ｂ、Ｍ＝Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂなど）合金という主要な３つの系へと開発されてきた。これらの中でも、Ｆｉｎｅｍｅｔ合金は、その良好な軟磁気特性及び低いコストのために、多くの分野で広く用いられてきた。しかし、Ｆｉｎｅｍｅｔ合金の飽和磁気誘導は低い（僅かに約１．２５Ｔ）。飽和磁気誘導の高いケイ素鋼と比較すると、Ｆｉｎｅｍｅｔ合金の適用には、同じ条件下においてより大きい体積が必要であり、このことによって、Ｆｉｎｅｍｅｔ合金の用途が極めて限定される。加えて、ケイ素鋼と比較して、Ｆｉｎｅｍｅｔ合金は、希少金属であるＮｂの存在に起因してコストが高く、社会の発展に寄与するものではない。
【発明の概要】
【0005】
本明細書の実施形態は、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金及びその製造方法を提供する。Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金は、非常に優れた軟磁気特性を有し、工業的製造に適している。
【0006】
第一の態様では、本明細書の実施形態は、式（１）で示される原子パーセントの元素を含むＦｅ基アモルファスナノ結晶合金を提供し、
Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆ （１）
式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。
Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆ （１）
式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。
【0007】
いくつかの実施形態では、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金は、連続薄条片形状であり、薄条片の条片厚さは、３０μｍ以上である。
いくつかの実施形態では、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金の第二の結晶化開始温度と第一の結晶化開始温度との間の温度差は、１２０℃超である。
いくつかの実施形態では、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金の第二の結晶化開始温度と第一の結晶化開始温度との間の温度差は、１２０℃超である。
【0008】
いくつかの実施形態では、温度差の第一の発熱量に対する比は、１．３８以上であり、第一の発熱量とは、第一の結晶化の過程でＦｅ基アモルファスナノ結晶合金から放出された発熱量であり、温度差の単位は、摂氏であり、第一の発熱量の単位は、Ｊ／ｇである。
【0009】
いくつかの実施形態では、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金の飽和磁気誘導は、１．７５Ｔ以上であり、５０Ｈｚ－１．５Ｔの励磁条件下でのＦｅ基アモルファスナノ結晶合金の単位重量あたりの鉄損は、０．３０Ｗ／ｋｇ未満であり、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金中のナノ結晶粒のサイズは、２０～３０ｎｍである。
【0010】
第二の態様では、第一の態様で述べたＦｅ基アモルファスナノ結晶合金の製造方法は、以下の工程、
（ａ）式（１）に示される元素の原子パーセントに従ってブレンドし、次いで製錬して溶融鋼を得ること、
（ｂ）溶融鋼に対して単ロール急冷を行って初期条片を得ること、
（ｃ）初期条片を、初期条片の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い第一の事前設定温度まで加熱すること、
（ｄ）この温度を３０～４０分間保持すること、及び
（ｅ）初期条片を冷却して、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金を得ること、
を含み、
Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆ （１）
であり、式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。
（ａ）式（１）に示される元素の原子パーセントに従ってブレンドし、次いで製錬して溶融鋼を得ること、
（ｂ）溶融鋼に対して単ロール急冷を行って初期条片を得ること、
（ｃ）初期条片を、初期条片の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い第一の事前設定温度まで加熱すること、
（ｄ）この温度を３０～４０分間保持すること、及び
（ｅ）初期条片を冷却して、Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金を得ること、
を含み、
Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆ （１）
であり、式中、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。
【0011】
いくつかの実施形態では、初期条片を第一の事前設定温度まで加熱することは、
初期条片を、第一の事前設定温度よりも低い第二の事前設定温度まで加熱し、事前設定時間にわたってその温度で保持すること、及び
初期条片を、第二の事前設定温度から第一の事前設定温度まで、第一の事前設定加熱速度で加熱すること、を含む。
初期条片を、第一の事前設定温度よりも低い第二の事前設定温度まで加熱し、事前設定時間にわたってその温度で保持すること、及び
初期条片を、第二の事前設定温度から第一の事前設定温度まで、第一の事前設定加熱速度で加熱すること、を含む。
【0012】
いくつかの実施形態では、第二の事前設定温度は、２８０℃であり、事前設定時間は、２時間であり、第一の事前設定加熱速度は、３０℃／分である。
いくつかの実施形態では、工程（ｅ）において、初期条片は、５０℃／秒の冷却速度で冷却される。
いくつかの実施形態では、工程（ｅ）において、初期条片は、５０℃／秒の冷却速度で冷却される。
【0013】
第四の態様では、第一の態様で述べたＦｅ基アモルファスナノ結晶合金から構成される磁気コンポーネントが提供される。
本明細書の実施形態によって提供されるＦｅ基アモルファスナノ結晶合金は、良好な磁気特性、非常に優れた熱特性、及び広い結晶化温度ゾーンを有し、したがって、工業的製造に適している。
本明細書の実施形態によって提供されるＦｅ基アモルファスナノ結晶合金は、良好な磁気特性、非常に優れた熱特性、及び広い結晶化温度ゾーンを有し、したがって、工業的製造に適している。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【発明を実施するための形態】
【0015】
本発明の実施形態における技術的スキームについて、添付の図面を参照しながら以下に記載する。記載される実施形態は、単なる例示的な実施形態であり、本明細書の可能なすべての実施形態というわけではないことは明らかである。
【0016】
１つのスキームは、Ｆｅ基アモルファス合金ＦｅａＢｂＳｉｃＰｘＣｙＣｕｚを提供し、７９≦ａ≦８６原子％、５≦ｂ≦１３原子％、０＜ｃ≦８原子％、１≦ｘ≦８原子％、０≦ｙ≦５原子％、０．４≦ｚ≦１．４原子％、及び０．０８≦ｚ／ｘ≦０．８である。Ｆｅ基アモルファス合金を初期成分として用いることで、高飽和磁気誘導及び高透磁率の両方を備えたＦｅ基ナノ結晶合金を得ることができる。Ｆｅ基アモルファス合金を結晶化させ、精錬してナノスケールとするためには、Ｆｅ基アモルファス合金は、１００℃／分の高い加熱速度で加熱される必要があり、加熱後に得られる温度は、３０～４０℃の狭い温度範囲内で維持されなければならない。したがって、工業的分野においてＦｅ基アモルファス合金に基づくナノ結晶合金を製造することは極めて困難である。加えて、設定温度付近では、結晶化に起因して大量の熱が直ちに発生し、これが、大きいコンポーネントの温度の急な上昇をもたらし、結果として、連続的な温度の上昇及び溶融さえも発生させる。
【0017】
本明細書の実施形態によると、Ｆｅ基アモルファス合金の第二の結晶化開始温度（Ｔｘ２）と第一の結晶化開始温度（Ｔｘ１）との間の差の範囲が、組成の制御によって広げられ、結晶化の熱処理プロセスのウィンドウが拡大し、及び第一の結晶化の過程での合金からの過剰な放出熱量Ｑ１に起因して条片の熱処理温度が第二の結晶化温度を超え、その結果として連続的な温度上昇によって条片が燃焼するという問題が解決される。
【0018】
本明細書の実施形態は、熱処理特性評価パラメータκを、以下のように設定する。
【0019】
【数1】
【0020】
κと合金組成との間の関係を用いて、より良好な合金組成を探究することができ、合金結晶化の熱処理プロセスの制御を、κ値を制御することによって行うことができる。
上記探究を通して、本明細書の実施形態は、Ｆｅ基アモルファス合金Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆを提供し、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、及びｅは、それぞれ、対応する成分の原子パーセントを表し、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。
上記探究を通して、本明細書の実施形態は、Ｆｅ基アモルファス合金Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆを提供し、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、及びｅは、それぞれ、対応する成分の原子パーセントを表し、８≦ａ≦１２、０．２≦ｂ≦６、２．０≦ｃ≦６．０、０．５≦ｄ≦４、０．６≦ｅ≦１．３、０．６≦ｆ≦０．９、及び１≦ｅ／ｆ≦１．４である。
【0021】
必須元素として、Ｆｅは、飽和磁気誘導を向上させ、材料コストを低減することができる。Ｆｅの含有量が７８原子％よりも低い場合、所望される飽和磁気誘導を得ることができない。Ｆｅの含有量が８６原子％よりも高い場合、アモルファス相を形成することが困難であり、急冷法によって粗いα－Ｆｅ結晶粒が形成されることになる。その結果、均一なナノ結晶構造を得ることができず、軟磁気特性の低下に繋がる。
【0022】
必須元素として、Ｂは、アモルファス形成能力を向上させることができる。Ｂの含有量が５原子％よりも低い場合、急冷法によってアモルファス相を形成することが困難である。Ｂの含有量が１２原子％よりも高い場合、Ｔｘ２とＴｘ１との間の差（ΔＴ＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）が減少し、このことは、均一なナノ結晶構造の形成に寄与せず、その結果として軟磁気特性が低下する。
【0023】
Ｓｉは、結晶化したナノ結晶構造中のＦｅ及びＢ化合物の析出を阻害することができ、したがって、ナノ結晶構造を安定化させる。Ｓｉの含有量が８原子％超である場合、飽和磁気誘導及びアモルファス形成能力が低下し、その結果として軟磁気特性が低下する。特に、Ｓｉの含有量が０．８原子％超である場合、アモルファス形成能力が向上し、薄条片を安定に及び連続的に製造することができる。加えて、ΔＴの増加によって、均一なナノ結晶構造を得ることができる。
【0024】
必須元素として、Ｐは、アモルファス形成能力を向上させることができる。Ｐの含有量が１原子％未満である場合、急冷法によってアモルファス相を形成することが困難である。Ｐの含有量が８原子％超である場合、飽和磁気誘導及び軟磁気特性が低下することになる。特に、Ｐの含有量が２～５原子％である場合、アモルファス形成能力を向上させることができる。
【0025】
Ｃは、アモルファス形成能力を高めることができ、Ｃの添加は、メタロイドの含有量を低下させて、材料コストを低減することができる。Ｃの含有量が５原子％を超えると、脆化が引き起こされることになり、その結果として軟磁気特性が低下する。特に、Ｃの含有量が３原子％未満である場合、Ｃの揮発化によって引き起こされる偏析を抑制することができる。
【0026】
Ｃｕは、急冷プロセスにおいて、数多くのｆｃｃ－Ｃｕクラスター及びｂｃｃ－（Ｆｅ）結晶核の形成に寄与し、また熱処理プロセスにおけるｂｃｃ－（Ｆｅ）結晶核の析出も促進し、それによって、飽和磁気誘導が向上される。Ｃｕの含有量が０．６原子％未満である場合、それは、ナノ結晶化にとって不利である。Ｃｕの含有量が１．４原子％超である場合、アモルファス相が不均一となり、このことは、均一なナノ結晶構造の形成に寄与せず、その結果として軟磁気特性が低下する。ナノ結晶合金の脆性が考慮される場合、Ｃｕの含有量は１．３原子％未満に制御されるべきであることには留意されたい。加えて、合金に、より広い結晶化温度ゾーン（すなわち、Ｔｘ２～Ｔｘ１の温度範囲）で小さい結晶粒サイズ及び均一な分布を有するナノ結晶構造を形成させるためには、ある特定の大きい原子を添加して結晶粒の異常な成長を阻害することが必要である。Ｃｕ原子のＮｂ原子に対する比、すなわちｅ／ｆの値は、λとして示され得る。本発明の発明者は、数多くの実験を通して、１≦λ≦１．４の場合、広い熱処理範囲（κ≧１．３８）によるナノ結晶合金及び安定な結晶サイズを得ることができることを確認した。
【0027】
大きい原子として、Ｎｂは、合金のアモルファス形成能力を向上し、アモルファス前駆体中における主結晶相の析出を阻害し、並びに熱処理の過程において原子の過剰な成長を阻害すると共に結晶粒サイズを制御することができる。Ｎｂの添加は、アモルファス相の熱安定性を向上し、したがって、主結晶相α－Ｆｅの核形成活性化エネルギー及び成長活性化エネルギーを増加させる。Ｎｂの原子含有量は、０．６～０．９原子％に制御される。
【0028】
図１を参照すると、本明細書の実施形態によって提供されるスキームは、以下の工程を含み得る。
１．ブレンド
ブレンドは、Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆに示される組成に従って行われてよい。必要とされる工業的原材料は、純Ｆｅ、純Ｃｕ、元素状Ｓｉ、純Ｃ、並びにＦｅ－Ｂ及びＦｅ－Ｐ合金であり、原材料の純度は、表１に示す。
１．ブレンド
ブレンドは、Ｆｅ（１００－ａ－ｂ－ｃ－ｄ－ｅ－ｆ）ＢａＳｉｂＰｃＣｄＣｕｅＮｂｆに示される組成に従って行われてよい。必要とされる工業的原材料は、純Ｆｅ、純Ｃｕ、元素状Ｓｉ、純Ｃ、並びにＦｅ－Ｂ及びＦｅ－Ｐ合金であり、原材料の純度は、表１に示す。
【0029】
【表1】
【0030】
２．製錬
原材料は、質量比に従って秤量されて、その後、溶融のために加熱炉（具体的には、中周波誘導加熱炉）に投入されてよい。溶融プロセスの過程で、不活性ガス（アルゴンなど）が保護ガスとして導入され、溶融後、溶融鋼の組成が偏析を起こすことなく確実に均一となるように、材料を３０分間静置する。
原材料は、質量比に従って秤量されて、その後、溶融のために加熱炉（具体的には、中周波誘導加熱炉）に投入されてよい。溶融プロセスの過程で、不活性ガス（アルゴンなど）が保護ガスとして導入され、溶融後、溶融鋼の組成が偏析を起こすことなく確実に均一となるように、材料を３０分間静置する。
【0031】
３．条片製造のための単ロール急冷
アモルファス合金薄条片は、銅ロール急冷法によって製造することができ、すなわち、溶融鋼が、１４００～１５００℃で注がれ、銅ロール急冷法によってアモルファスナノ結晶条片が得られ、製造されたアモルファスナノ結晶条片は、巻き取られてループとされる。例として、ループの内径は、６５ｍｍであってよく、外径は、７０ｍｍであってよい。本明細書の実施形態において、薄条片は、条片と称される場合もある。
アモルファス合金薄条片は、銅ロール急冷法によって製造することができ、すなわち、溶融鋼が、１４００～１５００℃で注がれ、銅ロール急冷法によってアモルファスナノ結晶条片が得られ、製造されたアモルファスナノ結晶条片は、巻き取られてループとされる。例として、ループの内径は、６５ｍｍであってよく、外径は、７０ｍｍであってよい。本明細書の実施形態において、薄条片は、条片と称される場合もある。
【0032】
４．熱処理
上記で製造されたアモルファス合金薄条片は、熱処理に掛けられ得る。熱処理は、結晶化アニーリング処理と称される場合もあり、これは、アモルファスナノ結晶合金が製造されるように、アモルファス合金がナノスケール結晶粒を生成するよう促進するためのものである。具体的には、熱処理又は結晶化アニーリング中、アモルファス合金の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い温度が、加熱目標温度として設定される。例えば、加熱目標温度は、４２０℃であり得る。例として、均一な温度上昇を確保する目的で、アモルファス合金の熱処理プロセスは、２つのステージに分割される。第一のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度は、２８０℃まで上昇され、この温度が２時間保持される。第二のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度は、３０℃／分の速度で加熱目標温度まで上昇され、この温度が３０～４０分間保持される。最後に、温度が５０℃／秒の速度で低下され、室温まで冷却後、アモルファスナノ結晶合金薄条片を得ることができる。熱処理中の酸化を防止するために、上記熱処理プロセスは、不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で行われる。
上記で製造されたアモルファス合金薄条片は、熱処理に掛けられ得る。熱処理は、結晶化アニーリング処理と称される場合もあり、これは、アモルファスナノ結晶合金が製造されるように、アモルファス合金がナノスケール結晶粒を生成するよう促進するためのものである。具体的には、熱処理又は結晶化アニーリング中、アモルファス合金の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い温度が、加熱目標温度として設定される。例えば、加熱目標温度は、４２０℃であり得る。例として、均一な温度上昇を確保する目的で、アモルファス合金の熱処理プロセスは、２つのステージに分割される。第一のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度は、２８０℃まで上昇され、この温度が２時間保持される。第二のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度は、３０℃／分の速度で加熱目標温度まで上昇され、この温度が３０～４０分間保持される。最後に、温度が５０℃／秒の速度で低下され、室温まで冷却後、アモルファスナノ結晶合金薄条片を得ることができる。熱処理中の酸化を防止するために、上記熱処理プロセスは、不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で行われる。
【0033】
５．性能試験、具体的には、得られたアモルファスナノ結晶合金薄条片の性能評価及び分析
（１）飽和磁気誘導及び保磁力の測定．アモルファスナノ結晶合金薄条片の飽和磁化強度Ｂｓは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定される。アモルファスナノ結晶合金薄条片の保磁力は、軟磁気ＤＣテスターによって測定される。電磁誘導の原理に基づいて、ＶＳＭでは、試料の磁気モーメントと外部磁場との間の曲線関係が得られ、試験磁場の範囲は、－１２５００～１２５００Ｏｅである。試験の前に、用意したＮｉ標準で装置を較正し、次に試験するべき磁気試料を粉砕し、続いて試料の約０．０３２ｇを取り、スズ箔でしっかり包み、測定用の銅モールド中に入れる。
（１）飽和磁気誘導及び保磁力の測定．アモルファスナノ結晶合金薄条片の飽和磁化強度Ｂｓは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定される。アモルファスナノ結晶合金薄条片の保磁力は、軟磁気ＤＣテスターによって測定される。電磁誘導の原理に基づいて、ＶＳＭでは、試料の磁気モーメントと外部磁場との間の曲線関係が得られ、試験磁場の範囲は、－１２５００～１２５００Ｏｅである。試験の前に、用意したＮｉ標準で装置を較正し、次に試験するべき磁気試料を粉砕し、続いて試料の約０．０３２ｇを取り、スズ箔でしっかり包み、測定用の銅モールド中に入れる。
【0034】
（２）損失電力（loss power）及び励磁電力（excitation power）の測定．測定には、Ｂ－Ｈテスターが用いられる。試料パラメータ（有効磁気回路長さ、有効断面積、巻数など）及び試験条件（試験周波数、磁場強度、最大磁束密度、最大誘導電圧など）を設定することによって、Ｂ－Ｈ曲線が出力され、様々な磁気特性パラメータが試験される。損失電力（Ｐｓ）及び励磁電力（Ｓｓ）は、すべてのパラメータの中で最も重要である。
【0035】
６．ＸＲＤ／ＤＳＣ分析、具体的には熱処理前のアモルファス合金薄条片の検出及び分析
（１）Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いて、製造したアモルファス合金薄条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証する。合金条片が完全なアモルファス構造であることを確認するために、すべての試料のＸＲＤパターンは、合金条片の遊離面（銅ロール面とは反対側）から得る。関連する試験条件及びパラメータとしては、フィルタリングにはＸ線波長によるグラファイトモノクロメータが用いられ、管電圧は４０ｋＶであり、管電流は３０ｍＡであり、試験範囲は２０～９０°であり、ステップ長は０．０２°であり、スキャン速度は８°／分である。本出願におけるアモルファス合金条片は、ＸＲＤパターンで特定することができる。特徴的なスペクトルがブロードな回折ピークを示す場合（「蒸しパンピーク（steamed bread peak）」とも称される）、条片は完全なアモルファス構造であると結論付けることができる。
（１）Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いて、製造したアモルファス合金薄条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証する。合金条片が完全なアモルファス構造であることを確認するために、すべての試料のＸＲＤパターンは、合金条片の遊離面（銅ロール面とは反対側）から得る。関連する試験条件及びパラメータとしては、フィルタリングにはＸ線波長によるグラファイトモノクロメータが用いられ、管電圧は４０ｋＶであり、管電流は３０ｍＡであり、試験範囲は２０～９０°であり、ステップ長は０．０２°であり、スキャン速度は８°／分である。本出願におけるアモルファス合金条片は、ＸＲＤパターンで特定することができる。特徴的なスペクトルがブロードな回折ピークを示す場合（「蒸しパンピーク（steamed bread peak）」とも称される）、条片は完全なアモルファス構造であると結論付けることができる。
【0036】
（２）アモルファス合金薄条片の熱分析は、合金薄条片の結晶化挙動及び熱安定性を試験するために、示差走査熱量測定（ＤＳＣ）によって行われる。試験前に、薄条片は、１ｍｍ×１ｍｍ未満の面積の小片に切断され、そして約２０ｍｇの薄条片の小片が得られ、試料は、アルミナ坩堝中の試料テーブルに置かれ、Ｎ２の保護下、室温から３００～８００℃まで、好ましくは８００℃まで、２０℃／分の加熱速度で加熱される。試料のＤＳＣ曲線を分析することによって、加熱時の各試料の相転移を得ることができ、合金条片のキュリー温度Ｔｃ、ガラス転移温度Ｔｇ、及び結晶化開始温度Ｔｘなどの熱特性温度パラメータを得ることができる。合金条片のＤＳＣ曲線の特性温度値に応じて、合金条片の熱安定性を反映させることができ、それによって、アモルファス条片の熱処理プロセスを決定するための基準が得られる。およそのアニーリング温度範囲が決定される。合金条片の第一ステージの初期結晶化温度は、Ｔｘ１（すなわち、α－Ｆｅ（Ｓｉ）が析出し始める温度点）として表され、第二ステージの初期結晶化温度は、Ｔｘ２（すなわち、Ｆｅ－（Ｂ，Ｐ）化合物が析出し始める温度点）として表され、これら２つの初期結晶化温度間の差は、ΔＴｘ（ΔＴｘ＝Ｔｘ２－Ｔｘ１）として表される。
【0037】
次に、本明細書で提供されるスキームを、具体的な実施形態と共に明示する。
Ｉ．Ｃｕの役割及び制御範囲の検証
異なる実施形態において、合金中のＣｕ含有量を制御するために、異なる量のＣｕを添加して、Ｃｕの効果、並びに熱処理特性パラメータκ及びＴｍａｘに対するその影響を検証した。各実施形態及び比較例の合金組成（各成分の含有量は原子パーセントで表される）を表２に示す。
Ｉ．Ｃｕの役割及び制御範囲の検証
異なる実施形態において、合金中のＣｕ含有量を制御するために、異なる量のＣｕを添加して、Ｃｕの効果、並びに熱処理特性パラメータκ及びＴｍａｘに対するその影響を検証した。各実施形態及び比較例の合金組成（各成分の含有量は原子パーセントで表される）を表２に示す。
【0038】
アモルファス合金条片は、以下の工程を含む図１に示されるスキームに従って、製造し、熱処理に掛けることができる。
１１．ブレンド
ブレンドは、表２に示される各実施形態及び比較例の組成に従って行った。必要とした工業的原材料は、純Ｆｅ、純Ｃｕ、元素状Ｓｉ、純Ｃ、並びにＦｅ－Ｂ及びＦｅ－Ｐ合金であり、原材料の純度は、表１に示す。
１１．ブレンド
ブレンドは、表２に示される各実施形態及び比較例の組成に従って行った。必要とした工業的原材料は、純Ｆｅ、純Ｃｕ、元素状Ｓｉ、純Ｃ、並びにＦｅ－Ｂ及びＦｅ－Ｐ合金であり、原材料の純度は、表１に示す。
【0039】
１２．製錬
原材料は、質量比に従って秤量し、その後、溶融のために加熱炉（具体的には、中周波誘導加熱炉）に投入した。溶融プロセスの過程で、不活性ガス（アルゴンなど）を保護ガスとして導入し、溶融後、溶融鋼の組成が偏析を起こすことなく確実に均一となるように、材料を３０分間静置した。１つの例では、原材料の総質量は、２００ｋｇであった。
原材料は、質量比に従って秤量し、その後、溶融のために加熱炉（具体的には、中周波誘導加熱炉）に投入した。溶融プロセスの過程で、不活性ガス（アルゴンなど）を保護ガスとして導入し、溶融後、溶融鋼の組成が偏析を起こすことなく確実に均一となるように、材料を３０分間静置した。１つの例では、原材料の総質量は、２００ｋｇであった。
【0040】
１３．条片製造のための単ロール急冷
アモルファス合金薄条片を、銅ロール急冷法によって製造し、すなわち、溶融鋼を、１４００～１５００℃で注ぎ、銅ロール急冷法によってアモルファスナノ結晶条片が得られ、製造されたアモルファスナノ結晶条片を、巻き取ってループとした。例として、ループの内径は、６５ｍｍであってよく、外径は、７０ｍｍであってよい。本明細書の実施形態において、薄条片は、条片と称される場合もある。
アモルファス合金薄条片を、銅ロール急冷法によって製造し、すなわち、溶融鋼を、１４００～１５００℃で注ぎ、銅ロール急冷法によってアモルファスナノ結晶条片が得られ、製造されたアモルファスナノ結晶条片を、巻き取ってループとした。例として、ループの内径は、６５ｍｍであってよく、外径は、７０ｍｍであってよい。本明細書の実施形態において、薄条片は、条片と称される場合もある。
【0041】
１４．熱処理
上記で製造されたアモルファス合金薄条片を、熱処理に掛けた。熱処理は、結晶化アニーリング処理と称される場合もあり、これは、アモルファスナノ結晶合金が製造されるように、アモルファス合金がナノスケール結晶粒を生成するよう促進するためのものである。具体的には、熱処理又は結晶化アニーリング中、アモルファス合金の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い温度を、加熱目標温度として設定した。例えば、加熱目標温度は、４２０℃であり得る。例として、均一な温度上昇を確保する目的で、アモルファス合金の熱処理プロセスを、２つのステージに分割した。第一のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、２８０℃まで上昇させ、この温度を２時間保持した。第二のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、３０℃／分の速度で加熱目標温度まで上昇させ、この温度を３０～４０分間保持した。最後に、温度を５０℃／秒の速度で低下させ、室温まで冷却後、アモルファスナノ結晶合金薄条片を得ることができる。熱処理中の酸化を防止するために、上記熱処理プロセスは、不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で行った。
上記で製造されたアモルファス合金薄条片を、熱処理に掛けた。熱処理は、結晶化アニーリング処理と称される場合もあり、これは、アモルファスナノ結晶合金が製造されるように、アモルファス合金がナノスケール結晶粒を生成するよう促進するためのものである。具体的には、熱処理又は結晶化アニーリング中、アモルファス合金の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い温度を、加熱目標温度として設定した。例えば、加熱目標温度は、４２０℃であり得る。例として、均一な温度上昇を確保する目的で、アモルファス合金の熱処理プロセスを、２つのステージに分割した。第一のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、２８０℃まで上昇させ、この温度を２時間保持した。第二のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、３０℃／分の速度で加熱目標温度まで上昇させ、この温度を３０～４０分間保持した。最後に、温度を５０℃／秒の速度で低下させ、室温まで冷却後、アモルファスナノ結晶合金薄条片を得ることができる。熱処理中の酸化を防止するために、上記熱処理プロセスは、不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で行った。
【0042】
このようにして、表２の各実施形態又は比較例の条片を製造した。
上述したＸＲＤ分析を用いて、製造したアモルファス合金条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証した。検証の結果を図２に示し、この図から、唯一のブロードな散漫散乱ピークが約４５°に出現したことが分かり、これは、合金試料が完全なアモルファス構造であったことを示している。
上述したＸＲＤ分析を用いて、製造したアモルファス合金条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証した。検証の結果を図２に示し、この図から、唯一のブロードな散漫散乱ピークが約４５°に出現したことが分かり、これは、合金試料が完全なアモルファス構造であったことを示している。
【0043】
ＤＳＣ分析の結果を表２に示す。試料のＤＳＣ曲線に２つの明らかな発熱ピークが現れており、第一の発熱ピークの開始温度及び第二の発熱ピークの開始温度が、それぞれＴｘ１及びＴｘ２であり、これらに基づいて、ΔＴｘを得た。第一の発熱ピークの面積を計算することができ、それによって、第一の結晶化の過程での合金の放出熱量Ｑ１を計算することができ、続いて熱処理特性パラメータκを得ることができる。
【0044】
【表2】
【0045】
異なる含有量のＣｕによるΔＴｘに対する影響を、表２から知ることができる。０．６～１．３原子％の範囲では、Ｃｕ含有量の増加と共にΔＴｘは次第に増加し（１２０℃から１４２℃まで）、すなわち、熱処理ウィンドウが明白に増加した。第一の結晶化ピークから放出された熱量Ｑ１に基づいて、熱処理特性パラメータκを計算し、κの最小値は、１．３８であった。１０枚の条片を重ね合わせた後、各実施形態の第一の結晶化の連続温度上昇後の最高温度Ｔｍａｘを測定した。各実施形態のＴｍａｘは、第二の結晶化温度Ｔｘ２を超えなかったことが分かる。第一の結晶化の連続温度上昇後の最高温度Ｔｍａｘは、第一の結晶化の過程で放出される熱（すなわち、Ｑ１）の作用下での合金の最高温度を意味する。
【0046】
実施形態４及び５は、異なる含有量のＢ、Ｓｉ、Ｐ、及びＣによるアモルファス合金の熱特性に対する影響を示す。表２に示されるように、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、及びＣの含有量は、熱特性に対してほとんど影響を有さず、アモルファス合金の熱特性は、主としてＣｕの含有量によって影響される。
【0047】
比較例から、Ｃｕの含有量が０．６原子％未満又は１．３原子％超であった場合、λの値は、それぞれ０．５、１．８７、及び１．２５であったことが分かる。この場合、ΔＴｘの最大値は、１０２℃であり、熱処理特性パラメータκは、１．１１以下であった。比較例のＴｍａｘは、すべて第二の結晶化開始温度を超えており、なぜなら、第一の結晶化が大量の熱を放出し、放出された熱が第二の結晶化ピークを引き起こし、このことが、試料を燃焼させるまでの連続的な温度上昇に繋がったからである。
【0048】
アモルファス合金条片を熱処理及び性能試験に掛け、具体的なプロセスについては、上記で紹介した内容を参考として用いることができる。性能試験の結果を表３に示す。熱処理後、飽和磁気誘導及び保磁力を測定し、続いてループの磁気特性（１．５Ｔ／５０Ｈｚの励磁条件下）を、Ｂ－Ｈテスターで測定した。単位重量あたりの鉄損をＰｓ、単位励磁電力をＳｓとする。結晶粒サイズは、ＸＲＤ分析ソフトウェアを用いて計算した。
【0049】
【表3】
【0050】
表３から、実施形態１～５の飽和磁気誘導Ｂｓが、１．７５Ｔ以上であったことが分かる。Ｃｕの含有量が０．６～１．３原子％の範囲内であった場合、熱処理後における実施形態の単位重量あたりの鉄損Ｐｓは、比較例よりも明らかに低く、実施形態の単位励磁電力Ｓｓも、比較例より低かった。
【0051】
ＸＲＤ分析から、合金の結晶粒サイズは、Ｃｕの含有量が０．６～１．３原子％であった場合、２３～２７ｎｍであったことが示された。比較例から、Ｃｕの含有量がこの範囲を超えていた場合、大きい原子が比較的少なくなることから、結晶粒の異常な成長を抑制することができないことが分かり、結晶粒サイズは３５ｎｍ超であり、結晶粒の異常な成長も、材料の磁気特性に影響を与える因子である。
【0052】
κ及びλなどの熱特性、並びにＰｓ、Ｓｓなどの磁気特性、並びに結晶粒サイズと合わせて考えると、Ｃｕの含有量の好ましい範囲は、０．６～１．３原子％であった。
ＩＩ．Ｎｂの役割及び制御範囲の検証
各実施形態及び比較例の合金組成を、表４に示す。合金成分の中で、各元素の含有量は、原子パーセントである。
ＩＩ．Ｎｂの役割及び制御範囲の検証
各実施形態及び比較例の合金組成を、表４に示す。合金成分の中で、各元素の含有量は、原子パーセントである。
【0053】
表４の各実施形態及び比較例のアモルファス合金条片は、以下の工程を含む図１に示されるスキームに従って、製造し、熱処理に掛けることができる。
２１．ブレンド
ブレンドは、表２に示される各実施形態及び比較例の組成に従って行った。必要とした工業的原材料は、純Ｆｅ、純Ｃｕ、元素状Ｓｉ、純Ｃ、並びにＦｅ－Ｂ及びＦｅ－Ｐ合金であり、原材料の純度は、表１に示す。
２１．ブレンド
ブレンドは、表２に示される各実施形態及び比較例の組成に従って行った。必要とした工業的原材料は、純Ｆｅ、純Ｃｕ、元素状Ｓｉ、純Ｃ、並びにＦｅ－Ｂ及びＦｅ－Ｐ合金であり、原材料の純度は、表１に示す。
【0054】
２２．製錬
原材料は、質量比に従って秤量し、その後、溶融のために加熱炉（具体的には、中周波誘導加熱炉）に投入した。溶融プロセスの過程で、不活性ガス（アルゴンなど）を保護ガスとして導入し、溶融後、溶融鋼の組成が偏析を起こすことなく確実に均一となるように、材料を３０分間静置した。１つの例では、原材料の総質量は、２００ｋｇであった。
原材料は、質量比に従って秤量し、その後、溶融のために加熱炉（具体的には、中周波誘導加熱炉）に投入した。溶融プロセスの過程で、不活性ガス（アルゴンなど）を保護ガスとして導入し、溶融後、溶融鋼の組成が偏析を起こすことなく確実に均一となるように、材料を３０分間静置した。１つの例では、原材料の総質量は、２００ｋｇであった。
【0055】
２３．条片製造のための単ロール急冷
アモルファス合金薄条片を、銅ロール急冷法によって製造し、すなわち、溶融鋼を、１４００～１５００℃で注ぎ、銅ロール急冷法によってアモルファスナノ結晶条片が得られ、製造されたアモルファスナノ結晶条片を、巻き取ってループとした。例として、ループの内径は、６５ｍｍであってよく、外径は、７０ｍｍであってよい。本明細書の実施形態において、薄条片は、条片と称される場合もある。
アモルファス合金薄条片を、銅ロール急冷法によって製造し、すなわち、溶融鋼を、１４００～１５００℃で注ぎ、銅ロール急冷法によってアモルファスナノ結晶条片が得られ、製造されたアモルファスナノ結晶条片を、巻き取ってループとした。例として、ループの内径は、６５ｍｍであってよく、外径は、７０ｍｍであってよい。本明細書の実施形態において、薄条片は、条片と称される場合もある。
【0056】
２４．熱処理
上記で製造されたアモルファス合金薄条片を、熱処理に掛けた。熱処理は、結晶化アニーリング処理と称される場合もあり、これは、アモルファスナノ結晶合金が製造されるように、アモルファス合金がナノスケール結晶粒を生成するよう促進するためのものである。具体的には、熱処理又は結晶化アニーリング中、アモルファス合金の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い温度を、加熱目標温度として設定した。例えば、加熱目標温度は、４２０℃であり得る。例として、均一な温度上昇を確保する目的で、アモルファス合金の熱処理プロセスを、２つのステージに分割した。第一のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、２８０℃まで上昇させ、この温度を２時間保持した。第二のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、３０℃／分の速度で加熱目標温度まで上昇させ、この温度を３０～４０分間保持した。最後に、温度を５０℃／秒の速度で低下させ、室温まで冷却後、アモルファスナノ結晶合金薄条片を得ることができる。熱処理中の酸化を防止するために、上記熱処理プロセスは、不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で行った。
上記で製造されたアモルファス合金薄条片を、熱処理に掛けた。熱処理は、結晶化アニーリング処理と称される場合もあり、これは、アモルファスナノ結晶合金が製造されるように、アモルファス合金がナノスケール結晶粒を生成するよう促進するためのものである。具体的には、熱処理又は結晶化アニーリング中、アモルファス合金の第一の結晶化開始温度よりも２０～３０℃高い温度を、加熱目標温度として設定した。例えば、加熱目標温度は、４２０℃であり得る。例として、均一な温度上昇を確保する目的で、アモルファス合金の熱処理プロセスを、２つのステージに分割した。第一のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、２８０℃まで上昇させ、この温度を２時間保持した。第二のステージでは、アモルファス合金薄条片の温度を、３０℃／分の速度で加熱目標温度まで上昇させ、この温度を３０～４０分間保持した。最後に、温度を５０℃／秒の速度で低下させ、室温まで冷却後、アモルファスナノ結晶合金薄条片を得ることができる。熱処理中の酸化を防止するために、上記熱処理プロセスは、不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で行った。
【0057】
このようにして、表４の各実施形態又は比較例の条片を製造した。
上述したＸＲＤ分析を用いて、製造したアモルファス合金条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証した。検証の結果を図３に示し、この図から、唯一のブロードな散漫散乱ピークが約４５°に出現したことが分かり、これは、合金試料が完全なアモルファス構造であったことを示している。
上述したＸＲＤ分析を用いて、製造したアモルファス合金条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証した。検証の結果を図３に示し、この図から、唯一のブロードな散漫散乱ピークが約４５°に出現したことが分かり、これは、合金試料が完全なアモルファス構造であったことを示している。
【0058】
ＤＳＣ分析の結果を表４に示す。試料のＤＳＣ曲線に２つの明らかな発熱ピークが現れており、第一の発熱ピークの開始温度及び第二の発熱ピークの開始温度が、それぞれＴｘ１及びＴｘ２であり、これらに基づいて、ΔＴｘを得た。第一の発熱ピークの面積を計算することができ、それによって、第一の結晶化の過程での合金の放出熱量Ｑ１を計算することができ、続いて熱処理特性パラメータκを得ることができる。
【0059】
【表4】
【0060】
表４は、異なる含有量のＮｂによるΔＴｘに対する影響を示している。０．６～０．９原子％の範囲内でのＮｂの増加では、ΔＴｘは、明白な直線関係を示さず、ΔＴｘは、１２０℃超であった。Ｎｂの含有量が０．６原子％未満又は０．９原子％超であった場合は、熱処理ウィンドウΔＴｘは、明らかに小さくなった。第一の結晶化ピークから放出された熱量Ｑ１に基づいて、熱処理特性パラメータκを計算し、κの最小値は、１．３９であった。１０枚の条片を重ね合わせた後、各実施形態の第一の結晶化の連続温度上昇後の最高温度Ｔｍａｘを測定した。各実施形態のＴｍａｘは、第二の結晶化温度Ｔｘ２を超えなかったことが分かる。
【0061】
比較例から、Ｎｂの含有量が０．６原子％未満又は０．９原子％超であった場合、λの値は、それぞれ３．３３、０．８３、及び０．７５であったことが分かる。この場合、ΔＴｘの最大値は、１０５℃であり、熱処理特性パラメータκは、１．０７以下であった。Ｔｍａｘは、すべて第二の結晶化開始温度を超えており、なぜなら、第一の結晶化が大量の熱を放出し、放出された熱が第二の結晶化ピークを引き起こし、このことが、試料を燃焼させるまでの連続的な温度上昇に繋がったからである。
【0062】
アモルファス合金条片を熱処理及び性能試験に掛け、具体的なプロセスについては、上記で紹介した内容を参考として用いることができる。性能試験の結果を表５に示す。熱処理後、飽和磁気誘導及び保磁力を測定し、続いてループの磁気特性（１．５Ｔ／５０Ｈｚの励磁条件下）を、Ｂ－Ｈテスターで測定した。単位重量あたりの鉄損をＰｓ、単位励磁電力をＳｓとする。結晶粒サイズは、ＸＲＤ分析ソフトウェアを用いて計算した。
【0063】
【表5】
【0064】
表５から、各実施形態の飽和磁気誘導Ｂｓが、１．７５Ｔ以上であったことが分かる。Ｎｂの含有量が０．６～０．９原子％の範囲内であった場合、各実施形態の単位重量あたりの鉄損Ｐｓは、比較例よりも低く、各実施形態の単位励磁電力Ｓｓも、比較例より低かった。
【0065】
ＸＲＤ分析から、Ｎｂの含有量が０．６～０．９原子％の範囲内であった場合、結晶粒サイズは２３～３０ｎｍであったことが示された。Ｎｂの添加によって、アモルファス相の熱安定性が向上された。合金中のＮｂの含有量が０．６～０．９原子％を超えた場合、合金の熱処理の過程で、結晶粒が異常に成長した。
【0066】
κ及びλなどの熱特性、並びにＰｓ、Ｓｓなどの磁気特性、並びに結晶粒サイズと合わせて考えると、Ｎｂの含有量の好ましい範囲は、０．６～０．９原子％であった。
ＩＩＩ．ＣｕのＮｂに対する比の影響及び制御範囲の検証
各実施形態及び比較例の合金組成を、表６に示す。合金成分の中で、各元素の含有量は、原子パーセントである。
ＩＩＩ．ＣｕのＮｂに対する比の影響及び制御範囲の検証
各実施形態及び比較例の合金組成を、表６に示す。合金成分の中で、各元素の含有量は、原子パーセントである。
【0067】
アモルファス合金条片の製造及び熱処理は、ここでは繰り返さないが、上述のようにして行うことができる。
上述したＸＲＤ分析を用いて、製造したアモルファス合金条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証した。検証の結果を図４に示し、この図から、唯一のブロードな散漫散乱ピークが約４５°に出現したことが分かり、これは、合金試料が完全なアモルファス構造であったことを示している。
上述したＸＲＤ分析を用いて、製造したアモルファス合金条片が完全なアモルファス構造であるかどうかを検証した。検証の結果を図４に示し、この図から、唯一のブロードな散漫散乱ピークが約４５°に出現したことが分かり、これは、合金試料が完全なアモルファス構造であったことを示している。
【0068】
ＤＳＣ分析の結果を表６に示す。試料のＤＳＣ曲線に２つの明らかな発熱ピークが現れており、第一の発熱ピークの開始温度及び第二の発熱ピークの開始温度が、それぞれＴｘ１及びＴｘ２であり、これらに基づいて、ΔＴｘを得た。第一の発熱ピークの面積を計算することができ、それによって、第一の結晶化の過程での合金の放出熱量Ｑ１を計算することができ、続いて熱処理特性パラメータκを得ることができる。
【0069】
【表6】
【0070】
表６から、ＣｕのＮｂに対する比がλ及びΔＴｘに影響を与えたことが分かり、λは、Ｃｕ原子数のＮｂ原子数に対する比を表す。１≦λ≦１．４の範囲内でのＮｂの増加では、ΔＴｘは、明白な直線関係を示さず、ΔＴｘは、すべての場合で１２０℃超であった。λが１未満又は１．４超であった場合、ΔＴｘは、明白に減少した。第一の結晶化の熱放出量Ｑ１に応じて、熱処理特性パラメータκを計算し、κの最小値は、１．４０であった。
【0071】
１０枚の条片を重ね合わせた後、各実施形態の第一の結晶化の連続温度上昇後の最高温度Ｔｍａｘを測定した。各実施形態のＴｍａｘは、第二の結晶化温度Ｔｘ２を超えなかったことが分かる。
【0072】
比較例から、λの値が、それぞれ０．６７、０．６７、及び１．７３であった場合、ΔＴｘの最大値は、１０５℃であり、熱処理特性パラメータκは、１．０９以下であった。Ｔｍａｘは、すべて第二の結晶化開始温度を超えており、なぜなら、第一の結晶化が大量の熱を放出し、放出された熱が第二の結晶化ピークを引き起こし、このことが、試料を燃焼させるまでの連続的な温度上昇に繋がったからである。
【0073】
アモルファス合金条片を熱処理及び性能試験に掛け、具体的なプロセスについては、上記で紹介した内容を参考として用いることができる。性能試験の結果を表７に示す。熱処理後、飽和磁気誘導及び保磁力を測定し、続いてループの磁気特性（１．５Ｔ／５０Ｈｚの励磁条件下）を、Ｂ－Ｈテスターで測定した。単位重量あたりの鉄損をＰｓ、単位励磁電力をＳｓとする。結晶粒サイズは、ＸＲＤ分析ソフトウェアを用いて計算した。
【0074】
【表7】
【0075】
表７から、各実施形態の飽和磁気誘導Ｂｓが、１．７５Ｔ以上であったことが分かる。λが１～１．４の範囲内であった場合、各実施形態の単位重量あたりの鉄損Ｐｓは、比較例よりも低く、各実施形態の単位励磁電力Ｓｓも、比較例より低かった。
【0076】
ＸＲＤ分析から、λが１～１．４の範囲内であった場合、各実施形態の結晶粒サイズは２２～２９ｎｍであったことが示された。λが１～１．４の範囲内でなかった場合は、結晶粒サイズはより大きかった。
【0077】
合金の熱特性及び磁気特性と合わせて考えると、λの好ましい範囲は、１～１．４であった。
ＩＶ．異なる種類の合金組成のアモルファス形成能力の観察
条片の厚さを用いて、条片の対応する合金組成のアモルファス形成能力の特性評価を行った。表８は、異なる種類の合金組成のアモルファス形成能力を示す。
ＩＶ．異なる種類の合金組成のアモルファス形成能力の観察
条片の厚さを用いて、条片の対応する合金組成のアモルファス形成能力の特性評価を行った。表８は、異なる種類の合金組成のアモルファス形成能力を示す。
【0078】
【表8】
【0079】
図８に示されるように、各実施形態のアモルファス形成能力は、比較例よりも明白に良好であり、最大厚さは３３μｍに達しており、このことは、κ及びλを限定した合金組成に従って製造した条片のアモルファス形成能力が、他の種類の組成のものよりも明白に良好であったことを示している。
【0080】
上記実験において、異なる含有量のＣｕに基づいた検証を通して、Ｃｕの含有量の増加と共に、ΔＴｘの範囲が次第に増加し、熱処理ウィンドウの幅が広がったことが分かり、これによって連続的な温度上昇を防止することができる。Ｃｕの含有量を０．６～１．３原子％に制御することによって、ΔＴｘが１２０℃よりも高いことを保証することができる。Ｃｕの含有量がこの範囲なかった場合、ΔＴｘは明白に低下した。
【0081】
熱処理特性パラメータκが１．３８以上であった場合、熱処理ウィンドウは明白に広がっており、Ｔｍａｘ≦Ｔｘ２であることを保証することができる。Ｎｂは大きい原子であり、アモルファス前駆体中における主結晶相の析出を阻害することができ、並びに熱処理の過程において原子の過剰な成長を阻害すると共に結晶粒サイズを制御することができる。Ｎｂの添加によって、アモルファス相の熱安定性が向上される。Ｎｂの含有量を制御することによって、Ｐを含有する合金系中のＮｂの原子分率が０．６～０．９原子％の範囲内である場合、ΔＴｘは、１１０℃超であり、これは、熱処理の要件を満たすことができるということが確認される。加えて、Ｃｕ原子のＮｂ原子に対する異なる比の構成とすることによって、１２０℃を超える広い熱処理ウィンドウΔＴｘを確保するためには、Ｃｕ原子のＮｂ原子に対する比が１～１．４であるべきであることが確認される。Ｃｕ原子のＮｂ原子に対する比が１～１．４であった場合、熱処理間隔（すなわち、ΔＴｘ）が広がっており、このことは、工業的熱処理にとって有益である。言い換えると、より広い結晶化温度ゾーン（すなわち、ΔＴｘ）で、小結晶粒サイズ及び均一な分布を有するナノ結晶構造を合金に形成させる目的で、大きい原子であるＮｂの他の元素に対する異なる比の構成としたところ、Ｃｕ原子のＮｂ原子に対する比が１≦λ≦１．４であった場合に、最小結晶粒サイズが２３ｎｍであったことが確認される。
【0082】
加えて、上述した各実施形態の飽和磁気誘導Ｂｓは、１．７５Ｔ超であった。Ｃｕ及びＮｂなどの主要元素の含有量を制御することによって、熱処理後の結晶粒サイズを制御することができ、結晶粒サイズは、２０～３０ｎｍであった。
【0083】
まとめると、本明細書の実施形態において、元素の組成を限定し、合金の組成範囲を、熱処理特性パラメータκ≧１．３８及び１≦λ≦１．４によって決定した。製造した条片の最大アモルファス形成能力は、３３μｍであり、熱処理ウィンドウは、１２０℃以上であり、熱処理後条片のＢｓは、１．７５Ｔ以上であり、ナノ結晶の結晶粒サイズは、２０～３０ｎｍに制御された。加えて、Ｆｅ基アモルファス合金の鉄損は、５０Ｈｚ及び１．５Ｔの条件下で、０．３０Ｗ／ｋｇ未満であった。
【0084】
本明細書の実施形態に含まれる様々な数字記号は、単に記述の利便性のためのものであり、本明細書の実施形態の範囲を限定するために用いられるものではないことは理解することができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【国際調査報告】