初始超微结晶合金薄带及其切断方法、以及纳米结晶软磁性合金薄带及使用了该薄带的 ...的制作方法
【专利摘要】在将具有平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5～30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织的初始超微结晶合金薄带切断的方法中，在通过局部性的按压而能呈锐角地变形的柔软的基座之上载置薄带，使刀具的刃水平地与薄带的表面抵接，以使压力均等地作用于薄带的方式将刀具向薄带按压，由此将薄带沿着刀具的刃尖折弯，由此脆性地割断。
【专利说明】初始超微结晶合金薄带及其切断方法、以及纳米结晶软磁性合金薄带及使用了该薄带的磁性部件
【技术领域】
[0001]本发明涉及一种能够稳定、完整地切断的初始超微结晶合金薄带、将初始超微结晶合金薄带通过脆性地切割而完整地切断的方法、以及具有优异的软磁特性且具有几乎没有破裂或裂纹的完整的切断面的纳米结晶软磁性合金薄带及使用了该薄带的磁性部件。
【背景技术】
[0002]作为在各种电抗器、扼流圈、脉冲功率磁性部件、变压器、电动机或发电机的磁心、电流传感器、磁传感器、天线磁心、电磁波吸收片等中使用的软磁性材料，有硅钢、铁氧体、Co基非晶质软磁性合金、Fe基非晶质软磁性合金及Fe基微结晶软磁性合金。硅钢廉价且磁通密度高，但是在高频下损失大，且难以变薄。铁氧体由于饱和磁通密度低，因此在动作磁通密度大的大功率用途下容易发生磁饱和。Co基非晶质软磁性合金造价高，而且饱和磁通密度低至IT以下，因此在用于大功率用时，部件变大，而且在热量方面不稳定，因此由于经时变化而损失增加。Fe基非晶质软磁性合金的饱和磁通密度为1.5T左右，还比较低，而且顽磁力也不能说是充分低。然而，由于这些非晶质合金薄带具有高韧性，因此通过剪刀等剪断式刀具能够简单地切断。
[0003]作为具有比非晶质合金薄带更优异的软磁特性的Fe基微结晶软磁性合金，W02007 / 032531 号公开了一种由组成式:Fe1(l(l_x_y_zCuxByXz(其中，X 是从 S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be构成的组中选择的至少一种元素,x、y及z分别是以原子％计,满足0.1≤x≤3、10≤y≤20、0〈z≤10及10〈y+z ( 24的条件的数值。)表示，具有平均粒径60nm以下的结晶粒在非晶质母相中分散了 30体积％以上的组织，由此具有1.7T以上的高饱和磁通密度及低顽磁力的Fe基微结晶软磁性合金。先通过对Fe基合金的熔液进行急冷而制作平均粒径30nm以下的微结晶粒以小于30体积％的比例分散在非晶质中的超微结晶合金薄带，对该超微结晶合金薄带实施高温短时间或低温长时间的热处理，由此制造该Fe基微结晶软磁性合金。
[0004]另外，W02010 / 084888号公开了一种制造软磁性合金薄带的方法，该软磁性合金薄带具有由 FeiQQ_x_y_zAxByXz (其中，A 是 Cu 及 / 或 Au，X 是从 S1、S、C、P、Al、Ge、Ga 及 Be 中选择的至少一种元素，X、y及z分别是以原子％计满足0〈x≤5、10≤y≤22、1≤z≤10及x+y+z≤25的条件的数值。)表示的组成，且具有平均粒径为60nm以下的微细结晶粒以50%以上的体积分率分散在非晶质相中的母相，在距表面的深度30~130nm的范围内具有B浓度比所述母相高的非晶质层，该方法的特征在于，(I)通过将具有所述组成的合金的熔液喷出到旋转的冷却辊上而进行急冷，形成具有平均粒径30nm以下的微细结晶核以超过0%且小于30%的体积分率分散在非晶质相中的母相的初始微结晶合金薄带，此时在所述初始微结晶合金薄带达到了 170~350°C的温度时将其从所述冷却辊剥离，接着，(2)对所述初始微结晶合金薄带在低浓度的含氧气氛中实施热处理。
[0005]W02007 / 032531号的超微结晶合金薄带或W02010 / 084888号的初始微结晶合金薄带进行层叠或卷绕之后被热处理，形成为具有所希望的软磁特性的变压器、电抗器、扼流圈等磁性部件。在层叠或卷绕之前，需要将这些薄带切断成规定的尺寸。然而，具有超微细结晶粒析出的组织的W02007 / 032531及W02010 / 084888号的合金薄带为高硬度且非常脆。因此，如图8所示可知，当利用剪刀等剪断式刀具22进行切断时，存在多个裂纹11、11从加压点22a呈放射状地传播，产生明显的破裂这样的问题。而且，即使在通过玻璃刀等形成了划线之后进行切割，也不会沿着划线完整地破裂。
[0006]而且，随着具有超微细结晶粒析出的组织的合金薄带变成宽幅，更加难以无明显破裂等地将合金薄带直线性地切断。当无法将合金薄带直线性地切断时，无法得到矩形截面而无法准确地评价磁通密度等。进而无法实现由合金薄带构成的卷绕磁心等磁性部件的品质(软磁特性)的稳定化，而且也可能由于热处理等而从切断面的凹凸产生裂纹。
【发明内容】
[0007]【发明要解决的课题】
[0008]因此，本发明的目的在于提供一种具有超微细结晶粒析出的组织并且破裂等少而能直线性地切断的初始超微结晶合金薄带、简单且可靠地将所述初始超微结晶合金薄带呈直线性地切断的方法、及对切断的初始超微结晶合金薄带进行热处理而得到的纳米结晶软磁性合金薄带、以及使用了该薄带的磁性部件。
[0009]【用于解决课题的手段】
[0010]鉴于上述目，仔细研究的结果是，发现了(a)若将具有超微细结晶粒析出的组织的初始超微结晶合金薄带载置在能够弹性变形的柔软的基座上，将刀具的刃在全长上同时按压于薄带的表面，则 薄带通过刀具而急剧地折弯，由此沿着刀具的刃进行割断的情况 '及(b)若薄带具有规定的范围内的硬度，并且硬度分布小，则在割断时破裂等少，由此能得到完整的直线状的切断部的情况，从而想到了本发明。
[0011]即，本发明的初始超微结晶合金薄带具有由通式:Fe1(l(l_x_y_人ByXz(其中，A是Cu及/或Au, X是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，x、y及z分别是以原子％计满足0〈x≤5、10≤y≤22、0≤z≤10及x+y+z≤25的条件的数值。)表示的组成、及平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织，所述初始超微结晶合金薄带的特征在于，
[0012]具有IOmm以上的宽度及15 μ m以上的厚度，宽度方向的厚度之差为2μηι以下，
[0013]宽度方向的中央部及端部处的维氏硬度Ην(以载荷100g测定)均为850~1150，
[0014]中央部与端部的维氏硬度Ην(以载荷100g测定)之差为150以下。
[0015]在本发明的一实施方式中，初始超微结晶合金薄带的中央部比端部的维氏硬度Hv (以载荷100g测定)高。
[0016]初始超微结晶合金薄带的宽度方向的中央部及端部处的维氏硬度Ην(以载荷100g测定)优选均为850~1100。
[0017]将初始超微结晶合金薄带切断的本发明的方法中，该初始超微结晶合金薄带具有平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织，具有IOmm以上的宽度及15 μ m以上的厚度，宽度方向的厚度之差为2 μ m以下，宽度方向的中央部及端部处的维氏硬度Hv (以载荷100g测定)均为850~1150，中央部与端部的维氏硬度Hv(以载荷100g测定)之差为150以下，该方法的特征在于，
[0018]在通过局部性的按压而能呈锐角地变形的柔软的基座之上载置所述初始超微结晶合金薄带，
[0019]使刀具的刃水平地与所述初始超微结晶合金薄带的表面抵接，
[0020]以使压力均等地作用于所述初始超微结晶合金薄带的方式，将所述刀具向所述初始超微结晶合金薄带按压，由此将所述初始超微结晶合金薄带沿着所述刀具的刃尖折弯，从而进行割断。 [0021]所述基座优选通过将由橡胶片构成的上层和由海绵构成的下层层叠而成。优选的是，所述橡胶片是厚度0.3~2_的天然或合成橡胶的片，所述海绵是厚度2~30_的橡胶或树脂的发泡体。
[0022]本发明的纳米结晶软磁性合金薄带(a)通过对初始超微结晶合金薄带进行热处理而得到，该初始超微结晶合金薄带具有由通式:Fe1(l(l_x_y_zAxByXz (其中，A是Cu及/或Au,X是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，x、y及z分别是以原子％计满足0〈x ^ 5>10 ^ y ^ 22>0 ^ z ^ 10及x+y+z ( 25的条件的数值。)表示的组成、及平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织，具有IOmm以上的宽度及15μπι以上的厚度，宽度方向的厚度之差为2μπι以下，宽度方向的中央部及端部处的维氏硬度Hv (以载荷100g测定)均为850~1150，中央部与端部的维氏硬度Hv(以载荷100g测定)之差为150以下，(b)具有平均粒径60nm以下的微结晶粒以30体积％以上的比例分散在非晶质母相中的组织，(c)沿着在热处理之前或之后水平地与所述薄带的表面抵接的刀具的刃被割断，所述纳米结晶软磁性合金薄带的特征在于，(d)在沿着所述薄带的切断部因破裂而产生了欠缺部时，通过下式:
[0023]欠缺部的比例=(Dav/ D) X100(% )
[0024](其中，D是所述薄带的宽度，Dav是所述欠缺部的总面积除以所述薄带的宽度D而得到的欠缺部的平均深度。)求出的欠缺部的比例为5%以下。
[0025]所述切断部在至少一部分上具有脆性的断裂面。所述切断部还可以进一步在一部分上具有塑性变形区域。而且，所述欠缺部优选没有尖锐的角部。
[0026]本发明的磁性部件的特征在于，由上述纳米结晶软磁性合金薄带构成。
[0027]【发明效果】
[0028]具有超微细结晶粒析出的组织且具有规定的范围的硬度及小的硬度分布的本发明的初始超微结晶合金薄带能够直线性地切断且能得到矩形截面。而且，当将初始超微结晶合金薄带在能够弹性变形的柔软的基座上通过线状按压法进行切断时，能得到破裂等的欠缺部少的断裂面。能够弹性变形的柔软的基座无论厚度及硬度如何，均能够稳定地呈直线地割断初始超微结晶合金薄带，因此使用上述基座的本发明的方法的通用性大。在本发明的方法中，刀具仅按压于初始超微结晶合金薄带，因此刃尖的磨损少，能够长期使用。
[0029]对割断的初始超微结晶合金薄带进行热处理而成的本发明的纳米结晶软磁性合金薄带具有几乎没有裂纹或破裂的断裂面，断裂面完整地排列，因此不会从切断部产生裂纹或破裂，能够提供一种具有按照设计的软磁特性的磁心等磁性部件。
【专利附图】
【附图说明】[0030]图1(a)是表示在本发明的线状按压法中，使刀具的刃水平地与载置在基座上的初始超微结晶合金薄带抵接的阶段的剖视图。
[0031]图1(b)是表示在本发明的线状按压法中，使刀具的刃水平地与载置在基座上的初始超微结晶合金薄带抵接的阶段的主视图。
[0032]图1(c)是表示在本发明的线状按压法中，使刀具的刃对初始超微结晶合金薄带进行按压的阶段的剖视图。
[0033]图1(d)是表示在本发明的线状按压法中，通过刀具的刃的按压而将初始超微结晶合金薄带割断的阶段的剖视图。
[0034]图2(a)是表示在图1 (C)的阶段中，由于刀具的刃的按压而在初始超微结晶合金薄带上产生裂纹的状态的放大剖视图。
[0035]图2(b)是表示在图1(d)的阶段中，由于刀具的刃的按压而产生的裂纹贯通了初始超微结晶合金薄带的状态的放大剖视图。
[0036]图3是表示基于本发明的线状按压法的初始超微结晶合金薄带的割断的机理的放大俯视图。
[0037]图4是表示通过本发明的线状按压法切断的初始超微结晶合金薄带的切断面附近的欠缺部的俯视图。
[0038]图5是说明初始超微结晶合金薄带的维氏硬度的测定方法的简图。
[0039]图6是表示实施例1的初始超微结晶合金薄带的断裂面的显微镜照片。 [0040]图7是表示实施例4的初始超微结晶合金薄带的断裂面的显微镜照片。
[0041]图8是表示利用剪断式刀具将初始超微结晶合金薄带切断时的裂纹的传播的简要剖视图。
【具体实施方式】
[0042][1]初始超微结晶合金薄带
[0043](1)组成
[0044]本发明的初始超微结晶合金薄带具有由通式:Fe1(l(l_x_y_zAxByXz (其中,A是Cu及/或Au, X是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，x、y及z分别是以原子％计满足0〈x≤5、10≤y≤22、0≤z≤10及x+y+z ( 25的条件的数值。)表示的组成。当然，上述组成可以含有不可避免的杂质。为了具有1.7T以上的饱和磁通密度Bs，需要成为具有bcc-Fe的微细结晶(纳米结晶)的组织，为此需要提高Fe含有量。具体而言，Fe含有量需要为75原子％以上，优选为77原子％以上，更优选为78原子％以上。
[0045]在上述组成范围内，在0.1≤X≤3、10≤y≤20,0≤z≤10及10〈y+z ( 24的情况下，饱和磁通密度Bs为1.7T以上，在0.1≤X≤3、12≤y≤17、0〈z≤7及13 ≤ y+z ( 20的情况下，饱和磁通密度Bs为1.74T以上，在0.1≤X≤3、12≤y≤15、0〈z < 5及14≤y+z ( 19的情况下，饱和磁通密度Bs为1.78T以上，而且，在0.1 < x < 3、12≤y≤15、0〈z≤4及14≤y+z≤17的情况下，饱和磁通密度Bs为1.8T以上。
[0046]为了具有良好的软磁特性，具体而言为了具有24A / m以下、优选为12A / m以下的顽磁力和1.7T以上的饱和磁通密度Bs，初始超微结晶合金在即使为高的Fe含有量也能稳定地得到非晶质相的Fe-B系的基本组成中含有与Fe非固溶的核生成元素A(Cu及/或Au)。具体而言，通过向非晶质的主相稳定地得到的Fe为88原子％以下的Fe-B系合金中添加与Fe非固溶的Cu及/或Au，而使超微细结晶粒析出。超微细结晶粒通过之后的热处理而均质地生长为微结晶粒。
[0047]当A元素的含有量X过少时，超微细结晶粒的析出困难，并且当超过5原子％时，因急冷而薄带发生脆化。在成本方面，A元素优选为Cu。由于当超过3原子％时，软磁特性处于恶化的倾向，因此Cu的含有量X优选为0.3~2原子％，更优选为1~1.7原子％，最优选为1.2~1.6原子％。在含有Au的情况下，优选为1.5原子％以下。
[0048]B(硼)是促进非晶质相的形成的元素。当B小于10原子％时，难以得到以非晶质相为主相的初始超微结晶合金薄带，当超过22原子％时，得到的合金薄带的饱和磁通密度变得小于1.7T。因此，B的含有量y需要满足10≤y≤22的条件。B的含有量y优选为11~20原子％，更优选为12~18原子％，最优选为12~17原子％。
[0049]X元素是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，特别优选为Si。因X元素的添加而结晶磁各向异性大的Fe-B或Fe-P (添加了 P时)析出的温度升高，因此能够提高热处理温度。由于实施高温的热处理而微结晶粒的比例增加，Bs增加，B-H曲线的矩形比得到改善。X元素的含有量z的下限可以为O原子％，但是当为I原子％以上时，在薄带的表面形成基于X元素的氧化物层，能够充分地抑制内部的氧化。而且当X元素的含有量z超过10原子％时，Bs变得小于1.7T。X元素的含有量z优选为2~9原子％，更优选为3~8原子％,最优选为4~7原子％。
[0050]X元素之中，P是提高非晶质相的形成能的元素，抑制微结晶粒的生长，并且抑制B的向氧化皮膜的偏析。因此，P在高韧性、高Bs及良好的软磁特性的实现上优选。当使用
S、C、Al、Ge、Ga或Be作为X元素时,能够调整磁致伸缩及磁特性。
[0051]可以将Fe的一部分置换为从N1、Mn、Co、V、Cr、T1、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及W中选择的至少一种的D元素。D元素的含有量优选为0.01~10原子％，更优选为0.01~3原子％，最优选为0.01~1.5原子％。D元素之中，N1、Mn、Co、V及Cr具有使B浓度高的区域向表面侧移动的效果，从接近表面的区域开始形成接近母相的组织，由此改善软磁性合金薄带的软磁特性(导磁率、顽磁力等)。而且优先进入与A元素及B、Si等的非金属元素一起在热处理后也保留的非晶质相，因此能抑制Fe含有量高的微结晶粒的生长，使微结晶粒的平均粒径下降，由此改善饱和磁通密度Bs及软磁特性。
[0052]尤其是将Fe的一部分置换为与A元素一起固溶于Fe的Co或Ni时，添加的A元素的量增加，由此促进结晶组织的微细化，改善软磁特性。Ni的含有量优选为0.1~2原子％，更优选为0.5~1原子％。Ni的含有量小于0.1原子％的话，处理性(割断性及卷绕性)的提高效果不充分，当超过2原子％时，BS、B8(I及H。下降。Co的含有量也优选为0.1~2原子％,更优选为0.5~1原子％。
[0053]T1、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta及W也同样地优先进入与A元素及非金属元素一起在热处理后也保留的非晶质相，因此有助于饱和磁通密度Bs及软磁特性的改善。另一方面，当原子量大的上述的元素过多时，每单位重量的Fe的含有量下降而软磁特性恶化。上述的元素以总量计优选为3原子％以下。尤其是在Nb及Zr的情况下，含有量总和优选为2.5原子％以下，更优选为1.5原子％以下。在Ta及Hf的情况下，含有量总和优选为1.5原子％以下，更优选为0.8原子％以下。[0054]可以将Fe的一部分置换成从Re、Y、Zn、As、Ag、In、Sn、Sb、钼族元素、B1、N、O、及稀土类元素中选择的至少一种元素。上述的元素的含有量以总量计优选为5原子％以下，更优选为2原子％以下。尤其是为了得到高饱和磁通密度，上述的元素的总量优选为1.5原子％以下，更优选为1.0原子％以下。
[0055](2)组织
[0056]初始超微结晶合金薄带具有平均粒径为30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织。当超微细结晶粒的平均粒径超过30nm时，热处理后的微结晶粒发生粗大化，软磁特性劣化。超微细结晶粒的平均粒径的下限从测定极限考虑为0.5nm左右，但优选为lnm，更优选为2nm以上。为了得到优异的软磁特性，超微细结晶粒的平均粒径优选为5~25nm，更优选为5~20nm。但是在含有Ni的组成中，超微细结晶粒的平均粒径优选为5~15nm左右。当初始超微结晶合金薄带中的超微细结晶粒的体积分率超过30体积％时,超微细结晶粒的平均粒径处于超过30nm的倾向，初始超微结晶合金薄带变得过脆。另一方面，当没有超微细结晶粒时(完全为非晶质时)，由于热处理而容易形成粗大结晶粒。初始超微结晶合金薄带中的超微细结晶粒的体积分率优选为5~25%，更优选为5~20%。
[0057]当超微细结晶粒间的平均距离(重心间的平均距离)为50nm以下时，微结晶粒的磁各向异性被平均化，有效结晶磁各向异性下降，因此优选。当平均距离超过50nm时，磁各向异性的平均化的效果变弱，有效结晶磁各向异性升高，软磁特性恶化。因此，超微细结晶粒间的平均距离优选为50nm以下。
[0058][2]切断
[0059]非晶质母相中未分散有超微细结晶粒的非晶质合金薄带具有高韧性，因此能够通过基于剪刀等的所谓“剪切模式”进行切断。剪切模式基本上是基于塑性变形(剪断)的切断，因此能得到完整的切断面。
[0060]然而，在具有平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织的初始超微结晶合金薄带中，高硬度的超微细结晶粒间成为裂纹的路径。因此，在剪切模式中当应力作用于一点时，裂纹从该点朝向最近的超微细结晶粒传播。由于超微细结晶粒随机分散，因此裂纹也随机传播，无法进行直线性的切断。如此，在初始超微结晶合金薄带中无法适用剪切模式。
[0061]仔细研究的结果可知，当进行所谓“线状按压法”时，能够几乎不产生裂纹或破裂地将初始超微结晶合金薄带直线性地割断，该“线状按压法”包括(a)在通过局部性的按压而能呈锐角地变形的柔软的基座之上载置初始超微结晶合金薄带，(b)使刀具的刃大致水平地与初始超微结晶合金薄带的表面抵接，(C)以压力大致均等地作用于初始超微结晶合金薄带的方式将刀具向初始超微结晶合金薄带按压的工序。以下，详细说明线状按压法。
[0062](I)线状按压法
[0063]如图1 (a)及图1 (b)所示，在通过局部性的按压而能呈锐角地变形的柔软的基座3之上载置初始超微结晶合金薄带1，使刀具2的刃2a水平地与初始超微结晶合金薄带I的表面抵接。接着，如图1(c)所示，以使压力均等地作用于初始超微结晶合金薄带I的方式，将刀具2的刃2a均等地按压于初始超微结晶合金薄带I。这样的话，由于基座3的变形而初始超微结晶合金薄带I沿着刀具2的刃2a急剧地折弯，断裂力作用于初始超微结晶合金薄带I。如图1(d)所示，当进一步压下刀具2时,折弯的初始超微结晶合金薄带I达到脆性破坏极限，沿着刀具2的刃2a大致直线性地断裂。将沿着刀具2的刃2a的该脆性断裂称为“割断”。
[0064]如图2(a)所示，当与初始超微结晶合金薄带I的上表面Ia抵接的刀具2的刃2a被压下时，初始超微结晶合金薄带I折弯而裂纹11沿着在其非晶质母相中析出的超微细结晶粒10传播。如图2(b)所示，由于刀具2的进一步下降而初始超微结晶合金薄带I急剧地折弯，当裂纹11到达下表面Ib时，初始超微结晶合金薄带I沿着裂纹11发生脆性破坏。如图3所示微观观察时，多个超微细结晶粒10与水平地按压在初始超微结晶合金薄带I的上表面Ia上的刀具2的刃2a相接，因此从这些超微细结晶粒10及位于刀具2的刃2a的附近的超微细结晶粒10同时传播的裂纹11以短距离连结。即，裂纹11从刀具2的刃2a不太隔开地连结。其结果是，在宏观观察时，初始超微结晶合金薄带I大致沿着刀具2的刃2a脆性地断裂。因此，通过基于本发明的线状按压法的脆性的断裂(割断)而得到的切断部为大致直线状。初始超微结晶合金薄带I可以说由于超微细结晶粒10间的裂纹11而破裂，因此可以将初始超微结晶合金薄带I的切断模式称为“破裂模式”。
[0065]被刀具2的刃2a均等地按压的初始超微结晶合金薄带I必须急剧地折弯，因此载置薄带I的基座3需要通过局部性的按压而能呈锐角地变形那样柔软。初始超微结晶合金薄带I的折弯的角度Θ优选为60°以上。若折弯角度Θ为60°以上，则能可靠地割断初始超微结晶合金薄带I。当然，为了使刀具2的刃2a上升进行下一切断作业，基座3必须返回原来的位置。因此，基座3优选柔软且具有橡胶弹性。相对于此，当基座3过硬时，在刀具2的刃2a的按压下初始超微结晶合金薄带I不会急剧地折弯，因此复杂地断裂，难以得到直线性的切断部。
[0066]基座3可以通过单一的橡胶或树脂形成，但是为了具有充分的柔软性和耐久性，如图1(a)所示，优选形成为在海绵层3a的上表面粘贴有橡胶片3b的层叠体。橡胶片3b优选为厚度0.3~2_左右的天然橡胶或合成橡胶，为了具有特别优异的滑动性而优选氟橡胶(偏二氟乙烯橡胶、四氟乙烯橡胶等)。海绵层3a优选由橡胶或树脂的海绵、聚氨酯泡沫等构成。海绵层3a的厚度设定为通过海绵的变形而使被刀具按压的初始超微结晶合金薄带I充分地呈锐角折弯、割断。具体而言，海绵层3a的厚度可以为2~30mm左右。
[0067]刀具2只要能得到直线性的切断部即可没有特别限定，但是为了保持直线性的刃2a，优选金属制刀具。为了向初始超微结晶合金薄带I均等地施加按压力，刀具2的刃2a的翘曲(从直线的偏离)在全长上优选为100 μ m以下。只要初始超微结晶合金薄带I急剧地折弯即可，刀具2的刃2a可以不必像刀刃那样锋利，可以是例如不锈钢制的手动刮板的刃那样的锋利度。当使用不锋利的刀具2时，没有刃尖2a的磨损或损伤，因此能够长期使用刀具2，比较经济。
[0068]当向载置在充分柔软的基座3上的初始超微结晶合金薄带I按压刀具2的刃2a时，即使刃尖2a整体相对于薄带I的表面未完全水平，通过基座3的变形而作用在薄带I上的按压力也大致均等化。然而，为了可靠地保证切断部的直线性，优选将刀具2的刃2a尽可能水平地按压在初始超微结晶合金薄带I上。
[0069](2)硬度及其分布
[0070]为了将初始超微结晶合金薄带以“破裂模式”直线性地切断，(a)必须将所希望的平均粒径的超微细结晶粒以所希望的比例(体积％)分散在非晶质母相中，且(b)必须使超微细结晶粒的分散在初始超微结晶合金薄带内均匀。然而，逐一通过显微镜观察来求出超微细结晶粒的分散状态非常麻烦，希望在制造现场也能够简单地检查的方法。仔细研究的结果可知，超微细结晶粒的析出程度与维氏硬度Hv相关，(a)所希望的平均粒径及体积分率的超微细结晶粒分散在非晶质母相中的初始超微结晶合金薄带具有850~1150的范围内的维氏硬度Hv的情况，及(b)初始超微结晶合金薄带的宽度方向上的维氏硬度Hv的分布不均匀时，难以将薄带直线性地割断。维氏硬度Hv的测定在现场也能够简单地进行，因此通过维氏硬度Hv能够进行初始超微结晶合金薄带的检查是本发明的重要的特征。
[0071]初始超微结晶合金薄带的维氏硬度Hv由非晶质母相中析出的超微细结晶粒引起。随着更多的超微细结晶粒的析出而初始超微结晶合金薄带的维氏硬度Hv变大。超微细结晶粒在液体急冷时，达到过饱和浓度的Cu原子扩散、凝集而形成组(几nm左右的规则格子)，并以此为核而析出超微细结晶粒。此时的超微细结晶粒的析出量容易受到冷却速度的影响。在冷却速度快时，达到过饱和之前非晶质母相变得稳定，因此超微细结晶粒的数量密度低，与通常的非晶质母相的硬度相比几乎没有变化。另一方面，当冷却速度慢时，超微细结晶粒的数量密度增加，硬度上升。
[0072]另外，冷却辊的冷却能依赖于与熔液接触的接触面积和辊内的热流束，因此初始超微结晶合金薄带中的端部比中央部的热量的逃散路多，其结果是可知初始超微结晶合金薄带的端部比中央部的冷却效率高，超微细结晶粒的数量密度降低，硬度相对变低。而且，当沿宽度方向存在板厚差时，冷却速度产生差别，超微细结晶粒的体积分率产生差别。在宽幅的薄带中，冷却速度的宽度方向的不均匀性容易出现，因此需要抑制厚度的差别。由于宽度方向的厚度的差别也会产生宽度方向的硬度分布。当存在宽度方向的硬度分布时，超微细结晶粒的分散状态沿宽度方向不同，因此裂纹的传播沿宽度方向不同，难以得到直线性的切断部。
[0073] 鉴于以上情况，仔细研究的结果可知，在初始超微结晶合金薄带的维氏硬度Hv为850~1150的范围内，且维氏硬度Hv的宽度方向的分布(最大值与最小值之差)为150以下时，能可靠地得到直线性的切断部。当在初始超微结晶合金薄带的任意的点上维氏硬度Hv小于850时，超微细结晶粒的析出都不充分，是破裂模式与剪切模式混杂的状态，难以得到直线性的切断部。另一方面，当维氏硬度Hv超过1150时，超微细结晶粒的数目过多，因此韧性过低(过脆)，切断部容易粉碎，难以得到直线性的切断部。因此，为了尽可能地得到直线性的切断部，初始超微结晶合金薄带的宽度方向的中央部及端部处的维氏硬度Hv均需要在850~1150的范围内，优选为850~1100，更优选为850~1000，最优选为850~900。
[0074]此外，初始超微结晶合金薄带的维氏硬度Hv的宽度方向分布(中央部与端部的硬度差)必须在150以内。在此，中央部与端部的硬度差是指中央部的最大的维氏硬度Hv与端部的最小的维氏硬度Hv之差。当维氏硬度Hv的宽度方向分布超过150时，切断部局部性地蜿蜒前进，不再为直线性。维氏硬度Hv的宽度方向分布优选为100以下，更优选为50以下。
[0075]需要说明的是，初始超微结晶合金薄带的维氏硬度Hv是以100gf的负载载荷测定端部及中央部的多个部位的硬度，并进行了平均的数值。为了排除测定误差，各点处的测定数(测定的试料的数目)优选为5以上。但是，在此如图5所示，端部的维氏硬度Hv是指在初始超微结晶合金薄带I的距各侧端为2mm的位置处测定的维氏硬度Hv1及Hv5的平均值，中央部的维氏硬度Hv是指在初始超微结晶合金薄带I的长度方向中心线C的位置和从中心线C沿宽度方向分别隔开了整个宽度D的30%的位置处测定的维氏硬度Ην2、Ην3&Ην4的平均值。需要说明的是，测定点或测定数并不局限于此，可以适当变更。
[0076](3)切断部的直线性
[0077]在破裂模式的切断中，不可能将初始超微结晶合金薄带I的切断部12完全形成为直线状，如图4所示那样存在微小的凹凸。切断部12的凹凸大致由基于裂纹的欠缺部14而产生。因此，将欠缺部14的总面积S除以薄带I的宽度D来求出欠缺部14的平均深度Dav,根据平均深度Dav和薄带的宽度D,通过下式:
[0078]欠缺部的比例=(Dav/ D) Χ100(% )
[0079]来求出欠缺部14的比例。为了避免对生产性造成影响，欠缺部14的比例需要为5%以下。欠缺部14的比例优选为3%以下。
[0080]当然，即使欠缺部14的比例为5%以下，当存在具有尖锐的角部的欠缺部14时，从此处在之后的工序中可能会产生裂纹，因此不优选。因此，优选也评价欠缺部14的尖锐的角部的有无。尖锐的角部是指(a)两直线以90°以下的角度交叉的角部、或(b)曲率半径为1mm以下的曲线状角部。若欠缺部14的比例为5%以下且没有尖锐的角部，则可以说初始超微结晶合金薄带I的 切断部12具有良好的直线性。
[0081](3)厚度分布
[0082]在评价合金薄带的磁特性(尤其是磁通密度)时，若沿宽度方向存在厚度分布(差)，则产生上述硬度分布。而且，当沿宽度方向存在厚度分布时，不仅难以准确地求出合金薄带的截面积，而且层叠时的占空因数下降。因此，合金薄带的宽度方向的厚度分布尽量减小为好。厚度分布成为上述硬度分布的原因。
[0083]为了减少初始超微结晶合金薄带的宽度方向的厚度分布，可知调整铸造时的喷嘴与冷却辊之间的间隙是有效的。即，当喷嘴与辊的间隙过宽时，合金薄带的截面的中央部变厚且端部变薄。由于板厚的区别而产生冷却速度之差，因此超微细结晶粒的密度也产生差另|J，从而产生宽度方向的硬度分布。具体而言在铸造宽度IOmm以上、厚度15 μ m以上的合金薄带时，若将喷嘴与冷却辊之间的间隙形成为300μπι以下，则宽度方向的厚度分布成为2 μ m以下，能够抑制宽度方向的硬度差。为了进一步减小宽度方向的厚度分布，喷嘴与冷却辊之间的间隙优选为150~250 μ m,更优选为180~230 μ m。
[0084](4)切断面的形态
[0085]在基于本发明的线状按压法的初始超微结晶合金薄带的切断面上，未观察到刀具的刃造成的伤痕或塑性变形的痕迹，可知通过由裂纹的传播产生的破裂而进行了切断。在具有比较低的维氏硬度Hv的初始超微结晶合金薄带的基于线状按压法的切断面上，虽然由刀具的刃的按压产生的塑性变形区域沿宽度方向局部性地形成，但大部分是基于裂纹的传播的破裂模式。相对于此，在非晶质合金薄带的基于剪刀的切断面上，观察到上下方向的纵条纹，可知是剪切模式。
[0086][2]纳米结晶软磁性合金薄带
[0087]当对初始超微结晶合金薄带的基于破裂模式的切断片进行热处理时，能得到纳米结晶软磁性合金薄带片。纳米结晶软磁性合金薄带保持初始超微结晶合金薄带自身的特性，并且也反映欠缺部的比例。由此，沿切断部的欠缺部的比例为5%以下的情况作为特征。欠缺部的比例优选为3%以下，而且切断部优选没有尖锐的角部。
[0088][3]初始超微结晶合金薄带的制造方法
[0089](I)合金熔液
[0090]合金熔液具有由FeiQQ_x_y_人ByXz (其中，A是Cu及/或Au，X是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，x、y及z分别是以原子％计满足0〈x≤5、10≤y≤22、
O< z < 10及x+y+z ( 25的条件的数值。)表示的组成。以使用Cu作为A元素的情况为例，以下详细说明制造方法。 [0091](2)熔液的急冷
[0092]合金熔液的急冷可以通过单辊法进行。熔液温度优选比合金的熔点高50~3000C，例如在制造超微细结晶粒析出的厚度几十μ m的薄带时，优选使约1300~1400°C的熔液从喷嘴喷出到冷却辊上。单辊法的气氛在合金不含有活性的金属时为大气或不活泼气体(Ar、氮等)，在含有活性的金属时为不活泼气体(Ar、He、氮等)或真空。为了在表面形成氧化皮膜，优选在含氧气氛(例如大气)中进行熔液的急冷。
[0093]超微细结晶粒的生成与合金薄带的冷却速度和时间密切相关。因此，控制超微细结晶粒的体积分率的情况至关重要。对超微细结晶粒的体积分率进行控制的手段之一是冷却辊的周速的控制。当辊的周速变快时，超微细结晶粒的体积分率减少，当变慢时增加。辊的周速优选为15~50m / s,更优选为20~40m / s,最优选为25~35m / S。
[0094]棍的材质适合高导热率的纯铜、或Cu-Be、Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Zr-Cr等铜合金。在大量生产的情况下、或制造厚及/或宽幅的薄带的情况下，辊优选水冷式。辊的水冷会影响超微细结晶粒的体积分率，因此维持辊的冷却能力(也可以称为冷却速度)是有效的。在量产生产线中，辊的冷却能力与冷却水的温度相关，将冷却水保持为规定的温度以上是有效的。
[0095](3)间隙的调整
[0096]在将合金熔液喷吹到以高速旋转的冷却辊上进行铸造的单辊法中，熔液未直接凝固在辊上，而保持10_8~10_6秒左右的液相状态。将该状态的熔液称为浆泥。通过浆泥控制能够调整板厚、截面形状、表面起伏等。通过调节喷嘴与冷却辊之间的间隙、出液压力、熔液的自重等，能够对浆泥进行控制。其中，出液压力及熔液的自重因熔液的剩余量、熔液温度等而变化，因此难以调节。相对于此，间隙控制通过监控喷嘴与冷却辊之间的距离，并始终施加反馈而能够简单地进行。因此，优选通过间隙控制来调整初始超微结晶合金薄带的板厚、截面形状、表面起伏等。
[0097]通常，间隙越宽，熔液流动越良好，在增厚初始超微结晶合金薄带或防止浆泥的倒塌方面有效。然而，当间隙过宽时，薄带具有中央部厚且端部薄的截面形状，由于板厚差引起的冷却速度之差而超微细结晶粒的析出量产生差别，其结果是产生硬度差。为了使宽度方向的厚度之差为2 μ m以下来抑制硬度差，需要使间隙为300 μ m以下。间隙优选为250 μ m以下，更优选为200 μ m以下。而且，通过缩窄间隙间隔或变更喷嘴的狭缝形状，而形成为宽度方向的端部比中央部厚的截面形状时，宽度方向的冷却速度差消失，宽度方向的硬度分布消失。需要说明的是，当缩窄间隙间隔时，能够抑制板厚差，但是会产生浆泥容易倒塌的问题。从生产性的观点出发，间隙的下限可以为100 μ m。而且当缩窄狭缝中央部的间隔时，熔液容易堵塞，因此端部的狭缝间隔/中央部的狭缝间隔之比优选为2倍以下。
[0098](4)剥离温度
[0099]从喷嘴将不活泼气体(氮等)喷吹到因急冷而得到的初始超微结晶合金薄带与冷却辊之间，由此将初始超微结晶合金薄带从冷却辊剥离。初始超微结晶合金薄带的剥离温度(与冷却时间相关)也会影响超微细结晶粒的体积分率。初始超微结晶合金薄带的剥离温度通过改变喷吹不活泼气体的喷嘴的位置(剥离位置)而能够调整，通常为170~350°C，优选为200~340°C，更优选为250~330°C。当剥离温度小于170°C时，急冷过度而合金组织基本成为非晶质。另一方面，当剥离温度超过350°C时，基于Cu的结晶化进展过度，变得过脆。若为适当的冷却速度，则薄带的表面区域通过比较好的急冷而Cu量减少，未生成超微细结晶粒，但是在内部由于冷却速度比较慢，超微细结晶粒较多地析出。
[0100]剥离的初始超微结晶合金薄带的内部仍然为比较高的温度，因此为了防止进一步的结晶化，在卷绕之前，将初始超微结晶合金薄带充分冷却。例如，向剥离后的初始超微结晶合金薄带喷吹不活泼气体(氮等)，在实质性地冷却至室温之后进行卷绕。
[0101][4]纳米结晶软磁性合金薄带
[0102]通过初始超微结晶合金薄带的热处理，得到具有平均粒径60nm以下的体心立方(bcc)结构的微结晶粒以30%以上优选为50%以上的体积分率分散在非晶质相中的组织的纳米结晶软磁性合金薄带。微结晶粒的平均粒径当然比热处理前的超微细结晶粒的平均粒径大，具体而言优选为15~40nm。如上述那样，通过在初始超微结晶合金薄带的阶段对维氏硬度Hv进行测定来确认能否发现所希望的软磁特性，因此能够可靠地预料到通过热处理而得到的纳米结晶软磁性合金薄带也具有优异的软磁特性的情况。
[0103](I)热处理方法
[0104](a)高温短时间热处理
[0105]在对本发明的初始超微结晶合金薄带实施的热处理的形态中，有将初始超微结晶合金薄带以100°c /分钟以上的升温速度加热至最高温度，在最高温度下保持I小时以下的高温高速热处理。到最高温度为止的平均升温速度优选为100°c /分钟以上。由于300°C以上的高温区域中的升温速度对磁特性造成较大的影响，因此300°C以上的平均升温速度优选为100°C /分钟以上。热处理的最高温度优选为(TX2-50)°C以上(Tx2S化合物的析出温度。)，具体而言优选为430°C以上。当小于430°C时，微结晶粒的析出及生长不充分。最高温度的上限优选为500°C (Tx2)以下。最高温度的保持时间即使超过I小时，微结晶化也几乎不变化，生产性低。保持时间优选为30分钟以下，更优选为20分钟以下，最优选为15分钟以下。即使在这样的高温热处理中，在短时间内也能够抑制结晶粒生长并抑制化合物的生成，顽磁力下降，低磁场的磁通密度提高，磁滞损失减少。
[0106](b)低温长时间热处理
[0107]作为其他热处理的形态，有将初始超微结晶合金薄带在约350°C以上~小于430°C的最高温度下保持I小时以上的低温低速热处理。从量产性的观点出发，保持时间优选为24小时以下，更优选为4小时以下。为了抑制顽磁力的增加，平均升温速度优选为
0.1~200°C /分钟，更优选为0.1~100°C /分钟。通过该热处理能得到矩形比高的纳米结晶软磁性合金薄带。
[0108](c)热处理气氛[0109]热处理气氛可以是空气，但是为了通过使S1、Fe、B及Cu向表面侧扩散而形成具有所希望的层构成的氧化皮膜，热处理气氛的氧浓度优选为6~18%，更优选为8~15%，最优选为9~13%。热处理气氛优选为氮、Ar、氦等不活泼气体与氧的混合气体。热处理气氛的露点优选为_30°C以下，更优选为_60°C以下。
[0110](d)磁场中热处理
[0111]为了通过磁场中热处理向纳米结晶软磁性合金薄带赋予良好的感应磁各向异性，优选在热处理温度为200°c以上的期间(优选为20分钟以上)、升温中、最高温度的保持中及冷却中的任一情况下，都施加足以使软磁性合金饱和的强度的磁场。磁场强度根据合金薄带的形状而不同，但无论是向薄带的宽度方向(环状磁心的情况下，为高度方向)及长度方向(环状磁心的情况下，为圆周方向)的哪一方向施加的情况下，都优选为8kA / m以上。磁场可以是直流磁场、交流磁场、脉冲磁场中的任一个。通过磁场中热处理能得到具有高矩形比或低矩形比的直流磁滞回线的纳米结晶软磁性合金薄带。在未施加磁场的热处理的情况下，纳米结晶软磁性合金薄带具有中等程度的矩形比的直流磁滞回线。
[0112](2)表面处理
[0113]在纳米结晶软磁性合金薄带上,根据需要可以形成Si02、MgO、Al2O3等的氧化物覆膜。当在热处理工序中进行表面处理时，氧化物的结合强度上升。根据需要可以在由纳米结晶软磁性合金薄带构成的磁心中浸溃树脂。
[0114](3)纳米结晶软磁性合金薄带母相的组织
[0115]热处理后的非晶质母相具有平均粒径60nm以下的体心立方(bcc)结构的微结晶粒以30%以上的体积分率分散在非晶质相中的组织。当微结晶粒的平均粒径超过60nm时，软磁特性下降。微结晶粒的体积分率小于30%的话，非晶质的比例过多，饱和磁通密度低。热处理后的微结晶粒的平均粒径优选为40nm以下，更优选为30nm以下。微结晶粒的平均粒径的下限通常为12nm，优选为15nm，更优选为18nm。而且热处理后的微结晶粒的体积分率优选为50%以上，更优选为60%以上。得到60nm以下的平均粒径及30%以上的体积分率，磁致伸缩比Fe基非晶质合金低且软磁性优异的合金薄带。同组成的Fe基非晶质合金薄带通过磁体积效果而具有比较大的磁致伸缩，但是以bcc-Fe为主体的微结晶粒分散的纳米结晶软磁性合金薄带通过磁体积效果而产生的磁致伸缩小得多，噪声减少效果大。
[0116][5]磁性部件
[0117]使用了纳米结晶软磁性合金薄带的磁性部件由于饱和磁通密度高，因此适合于磁饱和成为问题的大功率的用途，可列举例如在阳极电抗器等大电流用电抗器、有源滤波器用扼流圈、平滑用扼流圈、激光电源或加速器等中使用的脉冲功率磁性部件、变压器、通信用脉冲变压器、电动机或发电机的磁心、轭材、电流传感器、磁传感器、天线磁心、电磁波吸收片等。而且，可以适用作为将合金薄带层叠多个而形成层叠体，将这些层叠体进一步层叠而先形成为层叠结构之后，呈阶梯搭接或交搭状卷绕的变压器用的铁心。
[0118]通过以下的实施例，更详细地说明本发明，但本发明并未限定于此。需要说明的是，在各实施例及比较例中，剥离温度、微结晶粒的平均粒径及体积分率、维氏硬度Hv、切断模式、欠缺部的比例通过下述的方法求出。
[0119](I)剥离温度的测定
[0120]通过从喷嘴喷吹的氮气而从冷却辊剥离时的初始超微结晶合金薄带的温度由放射温度计(r ^ f公司制，型号:FSV-7000E)测定，作为剥离温度。
[0121](2)超微细结晶粒的平均粒径及体积分率的测定
[0122]超微细结晶粒的平均粒径通过测定从各试料的TEM照片任意选择的η个(30个以上)的超微细结晶粒的长径及短径Ds，并按照Σ (Dl+Ds) / 2n的式子进行平均来求出。而且向各试料的TEM照片引出长度Lt的任意的直线，求出各直线与超微细结晶粒交叉的部分的长度的总和Lc，计算了沿着各直线的超微细结晶粒的比例k = Lc / Lt0反复进行5次该操作，并对U进行平均，由此求出超微细结晶粒的体积分率。在此，体积分率' =Vc /
Vt (Vc是超微细结晶粒的体积的总和，Vt是试料的体积。)近似处理为Vf—Ix3ZLt3=Li3ti
[0123](3)维氏硬度Hv的测定
[0124]如图5所示，沿着各初始超微结晶合金薄带I的试料的宽度方向及长度方向设置5X5的测定点，从而得到沿着长度方向延伸的5个测定点列I~5。其中，端部的测定点列1、5设在距各侧端为2mm的位置，中央部的测定点列2、3、4设在中心线C的位置及从此位置沿宽度方向分别隔开了整个宽度D的30%的位置。各测定点处的试料的维氏硬度Hv使用微型维氏硬度计(株式会社S '7卜3制，型号:M0DEL-MVK Type C7)，以100g的负载载荷进行了测定。
[0125]各测定点列I~5处的维氏硬度Hv的平均值分别为Hv1' Hv2> Hv3> Hv4及Hv5, Hv1与Hv5的平均值为端部的维氏硬度Hv，Hv2~Hv4的平均值为中央部的维氏硬度Hv，Hv1~Hv5的平均值为合金薄带整体的维氏硬度Hv, Hv2~Hv4中的最大值与Hv1及Hv5中的最小值之差为中央部与端部的维氏硬度Hv之差。
[0126](4)切断模式的判定
[0127]首先，利用剪刀将各初始超微结晶合金薄带的试料沿宽度方向切断，没有Imm以上的欠缺部而直线性地进行了切断的情况为“剪切模式”。接着，将形成了 Imm以上的欠缺部的试料利用图1所示的线状按压法沿着宽度方向割断，评价了切断部的直线性(欠缺部的比例)。将如图4所示沿着初始超微结晶合金薄带I的切断部12产生的破裂等欠缺部14的总面积S除以薄带I的宽度D来求出欠缺部14的平均深度Dav，根据平均深度Dav和薄带的宽度D，通过下式:
[0128]欠缺部的比例=(Dav/ D) X100(% )
[0129]来求出切断部中的欠缺部的比例。若欠缺部的比例为5 %以下，则判定为切断部的直线性良好。
[0130]实施例1~8
[0131]通过使用铜合金制的冷却辊的单辊法，将具有表1所示的组成的合金熔液(13000C )在大气中进行快速急冷，在250°C的薄带温度下从辊剥离，制作了宽度25mm(实施例I~5)及50mm(实施例6~8)的初始超微结晶合金薄带。为了调整超微细结晶粒的平均粒径及体积分率、以及初始超微结晶合金薄带的维氏硬度Hv，如表1所示改变了铸造时的喷嘴与冷却辊之间的间隙及辊周速(27~36m / S)。
[0132]如图5所示，测定了各初始超微结晶合金薄带的各测定点列I~5处的厚度及维氏硬度Hv。平均厚度是在测定点列I~5处测定到的厚度的平均，厚度差是在测定点列I~5处测定到的最大厚度与最小厚度之差。而且，测定了各初始超微结晶合金薄带中的超微细结晶粒的平均粒径及体积分率。结果如表1所示。其中，中央部的维氏硬度Hv是Hv2、Hv3及Hv4的平均值，端部的维氏硬度Hv是Hv1及Hv5的平均值，硬度差是中央部的Hv2、Hv3及Hv4中的最大值与端部的Hv1及Hv5中的最小值之差，整体的维氏硬度Hv是Hv1、Hv2、Hv3、Hv4及Hv5的平均值。
[0133]在利用剪刀将各初始超微结晶合金薄带切断(剪断切断)时，能够呈直线状地切断的情况为“切断”，产生了裂纹或破裂的情况为“破坏”。对于产生了裂纹或破裂的初始超微结晶合金薄带，进行基于图1所示的线状按压法的切断，研究了是否能够以破裂模式切断(割断)，而且测定了切断部的直线性(欠缺部的比例)。结果如表1所示。
[0134]比较例I~9
[0135]以与实施例1~8相同的条件将具有表1所示的组成的合金熔液在大气中进行快速急冷，制作了宽度25mm(比较例I~6)及50mm(比较例7~9)的初始超微结晶合金薄带(比较例I~6及9)及非晶质合金薄带(比较例7、8)。对于各初始超微结晶合金薄带，与实施例1~8同样地测定各测定点列I~5处的厚度及维氏硬度Hv，而且测定了各合金薄带中的超微细结晶粒的平均粒径及体积分率。并且，进行剪断切断及基于线状按压法的切断，评价了切断部的直线性(欠缺部的比例)。结果如表1所示。[0136]【表1-1】
【权利要求】
1.一种初始超微结晶合金薄带，具有由通式:Fe1(l(l_x_y_zAxByXz表示的组成,且具有平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织，其中，A是Cu及/或Au, X是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，x、y及z分别是以原子％计满足0〈x ^ 5,10 ^ y ^ 22,0 < z < 10及x+y+z ( 25的条件的数值，所述初始超微结晶合金薄带的特征在于， 具有IOmm以上的宽度及15 μ m以上的厚度，宽度方向的厚度之差为2μηι以下， 宽度方向的中央部及端部处的以载荷100g测定的维氏硬度Hv均为850~1150， 中央部与端部的以载荷100g测定的维氏硬度Hv之差为150以下。
2.根据权利要求1所述的初始超微结晶合金薄带，其特征在于， 中央部的以载荷100g测定的维氏硬度Hv比端部高。
3.根据权利要求1或2所述的初始超微结晶合金薄带，其特征在于， 宽度方向的中央部及端部处的以载荷100g测定的维氏硬度Hv均为850~1100。
4.一种初始超微结晶合金薄带的切断方法，该初始超微结晶合金薄带具有平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织，且具有IOmm以上的宽度及15μπι以上的厚度，宽度方向的厚度之差为2μπι以下，宽度方向的中央部及端部处的以载荷100g测定的维氏硬度Hv均为850~1150，中央部与端部的以载荷100g测定的维氏硬度Hv之差为150以下，所述初始超微结晶合金薄带的切断方法的特征在于， 在通过局部性的按压而能呈 锐角地变形的柔软的基座之上载置所述初始超微结晶合金薄带， 使刀具的刃水平地与所述初始超微结晶合金薄带的表面抵接， 以使压力均等地作用于所述初始超微结晶合金薄带的方式将所述刀具向所述初始超微结晶合金薄带按压，由此将所述初始超微结晶合金薄带沿着所述刀具的刃尖折弯，从而进行割断。
5.根据权利要求4所述的初始超微结晶合金薄带的切断方法，其特征在于， 所述基座通过将由橡胶片构成的上层和由海绵构成的下层层叠而成。
6.根据权利要求5所述的初始超微结晶合金薄带的切断方法，其特征在于， 所述橡胶片是厚度0.3~2-的天然或合成橡胶的片，所述海绵是厚度2~30_的橡胶或树脂的发泡体。
7.—种纳米结晶软磁性合金薄带，通过对初始超微结晶合金薄带进行热处理而得到，具有平均粒径60nm以下的微结晶粒以30体积％以上的比例分散在非晶质母相中的组织，沿着在热处理之前或之后水平地与所述薄带的表面抵接的刀具的刃被割断，所述初始超微结晶合金薄带具有由通式:Fe1(l(l_x_y_zAxByXz表示的组成,且具有平均粒径30nm以下的超微细结晶粒以5~30体积％的比例分散在非晶质母相中的组织，并且具有IOmm以上的宽度及15μπι以上的厚度，宽度方向的厚度之差为2μπι以下，宽度方向的中央部及端部处的以载荷100g测定的维氏硬度Hv均为850~1150，中央部与端部的以载荷100g测定的维氏硬度Hv之差为150以下，其中，A是Cu及/或Au，X是从S1、S、C、P、Al、Ge、Ga及Be中选择的至少一种元素，X、y及z分别是以原子％计满足0〈x≤5、10≤y≤22、0≤z≤10及x+y+z ( 25的条件的数值,所述纳米结晶软磁性合金薄带的特征在于，在沿着所述薄带的切断部因破裂而产生了欠缺部时，通过下式: 欠缺部的比例=(Dav / D) X100(% ) 求出的欠缺部的比例为5%以下，其中，D是所述薄带的宽度，Day是所述欠缺部的总面积除以所述薄带的宽度D而得到的欠缺部的平均深度。
8.根据权利要求7所述的纳米结晶软磁性合金薄带,其特征在于， 所述欠缺部在至少一部分上具有脆性的断裂面。
9.根据权利要求7或8所述的纳米结晶软磁性合金薄带,其特征在于， 在所述欠缺部没有尖锐的角部。
10.一种磁性部件，其特征在于， 由权利要求7~9中任一项所述的纳米结晶软磁性合金薄带构成。
【文档编号】C21D6/00GK103748250SQ201280040634
【公开日】2014年4月23日 申请日期:2012年9月11日 优先权日:2011年10月3日
【发明者】太田元基, 吉泽克仁 申请人:日立金属株式会社