はじめに

非晶質およびナノ結晶軟磁性合金は、次世代の省エネルギー・環境配慮型材料として、低保磁力Hc、高透磁率μ、優れた周波数特性、高い飽和磁化強度Msといった利点を有し、インダクタ、磁気増幅器、変圧器などパワー電子機器分野で広く利用されています。典型的な組成であるFe-Si-B-Cu-Nb（Finemetと命名）は吉澤氏によって提案され、約10nmサイズのナノ結晶が非晶質マトリックスに均一に分散して二相複合構造を形成することを指摘しました。強磁性の理論によれば、ナノ結晶材料の磁化メカニズムは主に局所的な磁気結晶異方性と強磁性交換相互作用に依存し、これらは微細構造と密接に関連しています。鈴木氏は、熱処理後に非晶質マトリックスからナノ結晶がランダムに析出することにより、磁気異方性がランダムに配向すると考えました。一方、異なる結晶粒間の交換結合により磁気モーメントが平行に整列し、各結晶粒の容易磁化方向に沿って磁化が進行するのを防ぎます。複数の結晶粒による平均化により、磁気結晶異方性K1は低効果異方性に置き換えられます。このモデルのもとでは、磁化過程をスピンの均一な回転過程とみなすと、材料の透磁率および保磁力はのみに依存することになります。したがって、結晶粒径Dが強磁性交換長Lexよりも小さい場合、結晶粒の微細化は優れた軟磁性特性の実現に寄与します。

革新的な観点から見ると、粒径微細化は鉄系非晶質合金の結晶化プロセスと密接に関連しており、これは主に組成および熱処理に依存します。ご存じの通り、Cu元素は結晶粒の核生成に関与し、Nb元素は結晶粒の成長に寄与するなど、Finemetナノ結晶合金の形成において極めて重要な役割を果たしています。以前、Honoらは、Cu添加が非晶質マトリックス中のFe原子濃度の変動を引き起こし、高密度のα-Fe核の形成を促進することを報告しました。一方、Nb原子はα-Fe結晶核周辺領域の結晶化温度を上昇させ、結晶粒の粗大化を抑制するため、微細なナノ結晶構造の形成をもたらします。さらに、結晶化に先立ってCuクラスターが形成され、非晶質マトリックス内に新たな界面を提供するため、Cuクラスターの(111)面とFe格子の(110)面が適切に一致することで界面エネルギーが低下し、α-Fe相の析出に必要な核生成活性化エネルギーも低減されます。このことから、通常、高密度のCu豊富クラスターは、より緻密で微細かつ均一なα-Fe結晶粒分布を実現するための重要な指標の一つとされています。しかし、非磁性のCu含有量が高いと必然的にMsが全体的に低下してしまいます。急速冷却によってCu原子とFe原子が非晶質構造中に凍結していることを考慮すると、Cuクラスターのサイズ、密度および分布はアニーリング処理に直接影響を受けます。Cu含有量の高さによる制約を回避するためには、さらに最適化・探索を重ねたアニーリングプロセスを用いることで、微細かつ均一な組織を実現する必要があります。

実際、Finemetナノ結晶合金の微細構造の進化は、マイクロスケールの偏析を利用してα-Fe核の析出を促進するCu含有量にのみ関連しているだけでなく、急速な凝固プロセスによって生じた残留内部応力を除去するためのアニーリング処理にも依存しています。Fe基材中におけるCuの溶解度が低いことから、Cu原子は結晶化前に約5nmサイズのクラスターを形成して凝集し、これがナノ結晶の生成を促進します。Sharmaらは、二段階のアニーリングプロセスが核生成速度および成長速度に影響を与える微細構造を調整し、磁気特性の制御を実現できると報告しました。Cu豊富な原子の凝集およびα-Fe(Si)相の析出がアニーリング温度に非常に敏感であることを考慮すると、段階的アニーリングプロセスにおけるパラメータを精密に制御することが、微細なナノ構造を達成する効果的な方法となります。しかし、全アニーリングプロセスにおいてナノ結晶のサイズ、体積分率および分布を調整することにより、段階的結晶化熱処理がCuクラスターの進化およびその軟磁気特性に及ぼす影響メカニズムについては依然として不明です。本論文では、微細構造の進化と磁気特性との関係を明らかにすることを目的とし、アニーリング温度によって誘発されるSi豊富なFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3非晶質合金の結晶化メカニズム、軟磁気特性および周波数特性について系統的に調査しました。

1. 実験の詳細

Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3（典型的なフィネメット）を公称化学組成とする合金インゴットは、工業用原料である99.9 wt.% Fe、99.98 wt.% Si、99.8 wt.% Cu、および事前に合金化された65.9 wt.% Nb-Feと、事前に合金化されたFe-17.6 wt.% Bの混合物を、Ar雰囲気下で誘導溶着により調製しました。その後、単ローラー溶着法を用いて、幅約10 mm、厚さ約23 μmの溶着リボンを大気中で作製しました。次に、これらのリボン試料を簡易な電動巻線機を用いてトロイダル磁気コア（寸法：Φ20 mm × 12 mm × 8 mm）に巻き取りました。焼鈍済みの磁気コアは、真空管炉を用いて二段階のプロセスで処理を行いました。まず、窒素ガスを流しながら加熱速度10 ℃/minで480 ℃まで15分間加熱し、放射熱伝達によりコアの温度が炉内温度と一致するようにしました。その後、サンプルをさらに特定の焼鈍温度（Ta～520 ℃～570 ℃）まで1 ℃/minの加熱速度で60分間加熱しました。この低加熱速度により、磁気コアの内部と外部の温度均一性が向上し、より均一な微細組織が得られました。最後に、コアを自然冷却して室温まで冷やしました。

焼入れおよびアニール処理されたリボンの微細構造の変化は、コバルトKα1放射線を用いたX線回折（XRD、Bruker D8 Advance）、高分解能透過電子顕微鏡（HRTEM）、エネルギー分散型スペクトロスコピー（EDS）、およびHAADF-STEM画像（TEM、FEI Talos F200X）を用いて評価しました。TEMおよびHAADF-STEM観察に用いた試料は、イオンミリング法（Gatan 695）により作製しました。リボンの熱安定性は、昇温速度10℃/minで示差走査熱量測定法（DSC、NETZSCH 449 F3）を用いて評価しました。磁気ドメイン構造は、マグノプティック・カー効果（MOKE、Evico）顕微鏡を用いて観察し、空気露出面に沿った軸方向に感度を調整可能なトランス＆ポールモードを用いました。飽和磁化Msおよび保磁力Hcは、それぞれ最大印加磁場3000 Oe（≒240 kA/m）下での振動試料磁力計（VSM、PPMS-9）および80 A/mの印加磁場下での直流B-Hループトレーサー（Linkjoin MATS-2010SA）を用いて測定しました。磁気コアのインダクタンス（L）およびインピーダンスは、1ターンコイルを用い、交流磁界強度0.6 A/mの条件下でインピーダンスアナライザー（Agilent 4294A）を用いて測定しました。

2. 結果と考察

図1(a)は、自由表面から採取したSi豊富なFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3溶融急冷リボンのXRDパターンを示しています。この溶融急冷リボンのXRDパターンには、明確な結晶化ピークが見られず、2θ≈45°付近に広い拡散型回折ピークのみが現れています。これは完全な非晶構造が形成されていることを示しています。さらに詳しい構造解析を行うため、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて観察を行いました。図1(b)では、明確な相対比が見られないことがはっきりと分かります。また、対応する選択領域電子回折（SAED）パターンは、スポットが全く現れない拡散型リングを示しており（図1(c)）、長距離にわたって無秩序な構造を持つ非晶状態の典型的な回折特性を示しています。これはXRD結果と一致しています。図1(d)に示すように、10℃/minの加熱速度で溶融急冷Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3非晶リボンのDSC曲線を測定しました。この曲線には二つの明瞭な発熱ピークが見られ、非晶合金の結晶化挙動が、エネルギーの高い準安定非晶相からエネルギーの低い安定結晶相への遷移過程であることを示しています。これまでの報告によると、これらの二つのピークの開始温度は、それぞれα-Fe(Si)相の析出と、Fe-(B, P)二次化合物に関連する残存非晶相の結晶化を表しています。注目すべきは、Si豊富な試料において、ΔT(＝Tx2-Tx1)が170℃を超える大きな温度差を示している点です。これは優れた熱的安定性を示しており、結晶化の余裕が大きいため、結晶化マイクロ構造を最適化し、残存非晶相を安定化させることで、化合物を一切含まない単一で均一かつ微細なα-Fe相を得ることが可能であることを意味しています。

図1．(a) X線回折パターン、(b) 一般的なTEM明視野像、(c) 対応する選択領域電子回折（SAED）パターン、および(d) 熱融着法で作製したFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンのDSC曲線。

次に、520～570℃で一連のアニーリングを行った試料の微細構造の変化を系統的に調査しました。二段階プロセスによりアニーリングされたリボンのXRDパターンを図2(a)に示します。より低温（約520℃、Tx1付近）でアニーリングした場合、若干の低強度な鋭いピークが観測され、試料が結晶化し始め、非晶質マトリックスから少量のα-Fe(Si)相が析出していることが示されました。明らかに、特に2θ≈45°、65°、82°におけるピークの強度は、アニーリング温度Taが上昇するにつれて徐々に増加し、結晶相の体積分率が高まっていきます。なお、アニーリング過程では非晶質マトリックス中に存在するのは単一のα-Fe(Si)相のみであり、非晶質マトリックス相とナノ結晶相が共存する二相構造を形成しています。その結果、アニーリングされたリボンの微細構造は、結晶粒サイズおよびα-Fe(Si)相の体積分率のみに影響を受け、これらは核生成、析出および成長プロセスに直接依存しています。そこで、典型的なアニーリングリボンについて、明視野TEM画像、対応するSAEDパターンおよび平均結晶粒サイズの分布をさらに観察しました。明らかに、この典型的な温度でアニーリングした後の非晶質領域はほとんど見えなくなり、完全にα-Fe(Si)結晶粒が析出したことを示しています。図2(b)～(c)に示すように、560℃でアニーリングした試料では、非晶質マトリックス内に高い体積分率かつより細かいナノ結晶粒が均一に分布しており、これらの結晶粒は図2(b1)のパターンにおいて(110)、(200)、(211)、(220)面に対応するα-Fe(Si)相であることが確認できます。これは、570℃でアニーリングしたリボンと類似しています（図2(d)～(e)）。ただし、アニーリング温度Taが高くなると、α-Fe(Si)結晶粒の過剰な成長が促進され、平均結晶粒サイズが約14.2nmまで大きくなります（図2(d2)）。このため、ナノ構造が粗大化してしまいます。特に、より高温でアニーリングしたリボンと比較すると、560℃でアニーリングした試料は、7～17nmというより狭い粒径分布を示し、より均一な微細構造を有しています（図2(b2)）。これにより、ナノ構造の微細化および均一化が実現されています。

図2．二段階アニーリングプロセスにより各種温度で焼鈍されたFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンの微細組織の変化。（a）XRDパターン、（b）－（c）ブライトフィールドTEM画像：（b1）対応するSAEDパターンおよび（b2）560℃で焼鈍した場合の粒径分布、（d）－（e）ブライトフィールドTEM画像：（d1）対応するSAEDパターンおよび（d2）570℃で焼鈍した場合の粒径分布。

図3は、560℃および570℃でアニールしたSi豊富なFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンの高角度環状暗視野走査透過電子顕微鏡（HADDF-STEM）画像および元素マッピング画像を示しています。軽元素であるBの含有量が少ないため、HADDF-STEMではその検出が難しいです。560℃でアニールした試料と570℃でアニールした試料における関連元素の分布はほぼ同じように見えます。Fe単位格子中でのCuの溶解度が低いことから、多数のCu原子が集まったCu豊富なクラスターが非晶質基質から析出し、Fe豊富な領域に偏在します。アニール試料は、Si元素およびNb元素に関して均一な分布を示しており（図3d1～e1およびd2～e2）、一方でFeが富む領域と欠乏する領域に伴う局所的な不均一性も見られます。図3(c)から明らかなように、円形部分にはFeが豊富な領域を示す著しい濃度差があり、これはHADDF-STEM画像から特定されたナノ結晶粒の位置と一致しています（図3a1およびa2）。興味深いことに、Feが欠乏する領域はCuクラスターによって占められているように見え、Cuクラスターを取り囲むようにFe元素が集中してFeが富む領域を形成しています。この現象は、Honoらが報告したFinemet合金の典型的なナノ結晶化理論[18]と一致しており、Cuの富化によりCu豊富なクラスター間でFe原子の濃度に揺らぎが生じ、結果として高濃度のFe元素が局所的に不均一になることを指摘しています。実際、この揺らぎがα-Fe(Si)相の析出にさらなる核生成部位を生み出し、ナノ結晶相と非晶質基質が共存するより均一な二相ナノ構造の形成に寄与しています。

また、ナノ結晶構造の形成は、非晶質マトリックス中のCuクラスターに起因することが分かっています。非晶質マトリックス中におけるCuクラスターの形態をより包括的に理解するため、560℃でアニーリングした合金について、明視野TEM画像、SAEDパターン、高分解能TEM画像およびそれに対応するエネルギー分散X線プロファイルを図4に示しました。アニーリングされた試料の微細構造は、α-Fe(Si)相、残存する非晶質マトリックス相、およびCuクラスターから構成されています。図4(a)および(b)を見ると、Cuクラスターはα-Fe(Si)晶粒に取り囲まれているように見えます。また、図4(c)に示される約10nmの粒径をもつクラスターおよび図4(d)に示されるFCC構造をもつクラスターが非晶質マトリックス中に埋め込まれており、これらはCuクラスター上にα-Fe(Si)晶粒が核生成するのと類似しています。図4(e)～(g)に示されるEDX分析データは、それぞれFCC構造のCuクラスター、残存する非晶質マトリックス、BCC構造のα-Fe(Si)相から得られたものですが、これらの結果はCuクラスターが非晶質マトリックス内でα-Fe(Si)晶粒の析出・成長の核生成部位を提供していることを示しています。異種核生成の理論[30]によれば、FCC-Cuクラスターの(111)面とBCC-Fe格子の(110)面との適切な一致により、界面エネルギーおよびα-Fe(Si)晶粒の析出に伴う総自由エネルギーが低下します。同時に、CuとFe元素間の混合エンタルピーが大きく正であることから、Fe原子はCu豊富領域から排除され、Cu/非晶質界面に蓄積します。この現象が、Cu豊富領域やCuクラスター/非晶質界面においてα-Fe(Si)晶粒の核生成を促進し、ひいては異種核生成を引き起こすのです。図3と合わせて考えると、Cuクラスターはナノ結晶粒の形成において重要な役割を果たしていることが分かります。Cuクラスター間ではFe元素濃度に変動が生じるだけでなく、α-Fe(Si)晶粒の核生成部位としても機能し、異種核生成を促進します。したがって、本研究の結果から、Finemet非晶質合金のナノ結晶化メカニズムは、元素濃度の変動と異種核生成の相互作用に起因することが明らかになりました。

図3．Si豊富なFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンを典型的な温度で焼鈍した際の、HAADF-STEM画像（a1, a2）およびCu、Fe、Si、Nb元素マッピング画像（b1-e1, b2-e2）。(a1-e1) Ta～560 ℃、(a2-e2) Ta～570 ℃。

図4．560℃で焼鈍したFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金の微細構造。（a）明視野TEM画像；（b）枠で示した拡大画像のHRTEM画像；（c）（b）で示した領域Aの拡大画像および（d）FFTパターン；（e）～（g）は、それぞれ（b）の領域A、領域B、領域Cから取得したEDXスペクトロスコーププロファイルです。

さらに、アニーリングプロセスは微細構造に影響を及ぼすだけでなく、磁気特性と密接に関連する磁区構造の進化を引き起こします。図5は、ゼロ磁場下で520～570℃でアニーリングしたFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンについて、磁区構造の変化を示しています。540℃未満でアニーリングした場合、試料の磁区パターンは、優先的な配向を持つ規則正しい縞状の磁区形状を示します。図5(a)および(b)に示されるように、磁区壁は180°の壁を持つ直線状を呈し、隣り合う磁区壁間の距離は比較的均一かつ短く、これは試料が均一に分布した磁区構造を持つことを示しています。また、図5(c)からも分かるように、温度上昇に伴う磁区壁の移動により磁区の幅が広がり、枝分かれの密度が高い平行なジグザグ状の磁区が形成され、ピンニング効果が強まることを示しています。560℃でアニーリングした後、試料の磁気構造は、約3μmの高密度多縞磁区から、数カ所のピンニングサイトを伴う50μmを超える幅広い縞磁区へと変化します（図5(d)参照）。この変化は、アニーリング後の磁区構造の変化が相互応力と直接関連していると考えられます。興味深いことに、さらなるアニーリング温度上昇に伴ってピンニングサイトは消失し、図5(e)では明暗が交互に現れる幅広く直線的な二つの規則正しい縞磁区のみが観察されます。これは、ピンニング効果が低下し、磁区壁エネルギーが低くなったことを示しています。注目すべきは、磁区の形成は、交換エネルギー、退磁化エネルギー、磁気結晶各向異性、磁区壁エネルギーなど、磁石内のさまざまなエネルギーが相互作用した結果として必然的に生じるということです。これらのエネルギーは最低エネルギーの原理に従っています。中でも、極めて低い退磁化場エネルギーが磁区形成の根本的な要因であり、これが磁石を多数の小さな磁区に分割することを促進します。実際、磁区壁において磁気モーメントの配向が不均一であるため、複数の磁区によって引き起こされる磁区壁エネルギーの増加は交換エネルギーと磁気結晶各向異性を高め、結果として磁気特性に影響を及ぼします。したがって、アニーリング温度によって引き起こされる磁気構造の進化は、退磁化場エネルギーと磁区壁エネルギーのバランスを取るとともに、ピンニング効果を低下させ、これにより磁気各向異性を低減し、磁区を効果的に制御することで、より優れた総合的な軟磁気特性を実現できるのです。

図5．(a) 520 ℃、(b) 540 ℃、(c) 550 ℃、(d) 560 ℃、および(e) 570 ℃で焼鈍したFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンの磁気ドメイン構造。

特性、微細構造および磁気構造の変化間の関係をさらに検討するため、焼鈍した試料の静的および動的磁気特性を測定しました。図6(a)は、520～570℃で焼鈍したFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3ナノ結晶合金の典型的なヒステリシスループを示しています。挿入図(b)に拡大して示すと、異なる焼鈍温度における試料のループには明らかな変化が見られず、そのMs値は124.8～135.9 emu/gの範囲で変化しています。また、リボンのMs値は焼鈍温度の上昇に伴って増加し、560℃ではその後一定値に安定します。ナノ結晶合金において、合金のMs値はFe含有量に比例し、これは非晶相の体積分率（Vam）およびナノ結晶相の体積分率（Vcr）と密接に関連しています。Ms値は以下の式で表すことができます：

                                         (1)

ここで、MscrとMsamはそれぞれ結晶相と非晶相の飽和磁化です。また、結晶間の非晶相は、非金属元素を多く含むため、約1.5 Tという低いMsを示し、これはα-Fe(Si)相の値より大幅に低いものです[31]。図2(a)によると、高温アニーリングにより非晶質マトリックスから大量のα-Feナノ結晶が析出します。これにより、α-Fe(Si)相の体積分率が著しく増加します。ナノ相の数密度が高いと、α-Fe(Si)結晶粒間の強力な交換結合が促進され、結果としてMsが上昇します。しかし、アニーリング温度が570 ℃まで上昇すると、高温アニーリングによってα-Fe(Si)相が過度に成長し、不均一な微細構造が生じます。これは図2(d)～(e)と一致しています。結晶粒の粗大化により、結晶間の交換結合が弱まり、磁気特性が悪化します。

図7(a)は、Si豊富なFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3ナノ結晶合金について、焼き戻し温度に対する保磁力（Hc）の変化を示しています。挿入図（b）には、特定の焼き戻し温度における典型的なヒステリシスループが示されています。低温で焼き戻しした合金では、520～560℃という極めて低いHcを示し、保磁力が0.88 A/mから0.56 A/mへと低下しました。しかし、より高温での焼き戻しを行うと、リボンの磁気特性が悪化し、焼き戻し温度をさらに上昇させると保磁力が2.73 A/mまで増加しました。また、高温での焼き戻しによりヒステリシスループの形状が変わり、残留磁束密度が低くなります。一般的に、保磁力は材料の化学組成だけでなく、粒径、体積分率、および主に焼き戻しプロセスによって影響を受けるナノ結晶相の均一性にも依存します。明らかに、最適な焼き戻し温度は均一かつ微細な組織の形成を促進し、優れた軟磁気特性の実現に寄与します。

図6．(a) ヒステリシスループおよび(b) Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンについて、焼鈍温度Taに対する飽和磁化Msの挿入図。

図7．(a) 矯正磁場Hcおよび(b) M-Hヒステリシスループを、Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンについて焼鈍温度Taの関数として示したもの。

インダクタンス係数は、材料の磁気特性を測定する重要な指標の一つとされています。特に高周波領域においては、フィルタリングやノイズ低減の役割を果たします。図8(a)は、異なる焼鈍温度下で1 kHzから1 MHzまでの周波数範囲におけるインダクタンス（L）の変化を示しています。焼鈍したすべての試料は同様の傾向を示し、Lは周波数に反比例することが分かります。図8(b)に示すように、焼鈍温度によって引き起こされるLの変化には、低周波、中周波、高周波の3つの明確な特異な領域が存在します。20 kHz以下の低周波領域では、Lは焼鈍温度が560 ℃まで上昇するにつれて徐々に増加し、その後570 ℃まで焼鈍すると急激に減少します。興味深いことに、550 ℃で焼鈍した試料のLは約20～60 kHzの周波数範囲で緩やかに減少するのに対し、570 ℃で焼鈍した試料は60 kHzを超える周波数範囲でより高いL値を示します。ナノ結晶軟磁性材料の外部磁気特性、例えばLやHcは、主に微細構造に依存する磁気結晶各向異性の関数であることが広く認められています。ランダム各向異性モデル[10]によると、従来の軟磁性材料の磁化メカニズムとは異なり、ナノサイズの結晶粒間の強い強磁性結合と複数の磁気的平均によるランダムな配向が、単一結晶粒の磁気結晶各向異性を平均化し、小さな有効磁気各向異性定数を形成します。これが優れた軟磁性特性を実現する根本的な要因です。低温焼鈍による結晶化過程では、ナノ結晶相の体積分率が低いことから結晶粒間隔が大きくなり、結晶粒間の交換結合が弱まります。つまり、アモルファス基質がもたらす弱化効果が生じます。一方、析出されたナノ結晶粒とアモルファス基質の界面に存在する内部応力は大きな磁気各向異性エネルギーを生じさせ、これによりHcが高くLが低くなります。焼鈍温度を上げることで、高密度かつ微細で均一に分布したα-Fe結晶粒を有するナノ結晶構造が促進され、これが優れた軟磁性特性をもたらします。軟磁性特性と結晶粒径との相関を考えると、高温焼鈍による結晶粒の粗大化はHcの上昇とLの低下を引き起こします。注目すべきは、結晶粒の粗大化によって生じる各向異性がドメインウォールの移動や回転を制限し、高周波特性に影響を及ぼすことです。そのため、焼鈍プロセスを調整することで適切な各向異性を導入し、インダクタンスおよびヒステリシスループを制御することが可能になります。この手法は高周波特性を効果的に改善し、ナノ結晶軟磁性合金のさまざまな周波数での応用に向けた指針となります。

図8．（a）Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンについて、1 kHzから1 MHzの周波数範囲における焼鈍温度によるインダクタンス（L）の変化。（b）特定の周波数範囲における部分的な拡大したLの挿入図。

図9(a)は、各種温度で焼鈍した試料のインピーダンス（Z）を周波数の関数として示しています。焼鈍したリボンについて、Zの変化傾向がLの変化と一致していることが明らかです。図9(b)に示すように、35 kHz以下の周波数では、焼鈍温度が上昇するにつれて焼鈍試料のZが増加し、その後570 ℃で急激に減少します。興味深いことに、550 ℃で焼鈍したリボンのZは、35 kHzから120 kHzの周波数範囲においてより高い値を示す一方、570 ℃で焼鈍した試料のZは120 kHzを超える周波数帯で優位性を示します。マクスウェル方程式およびローダウ・リフシッツ方程式によると、ナノ結晶リボンのZは次のように表すことができます：

δmは磁気に関連する皮膜深度であり、J0およびJ1はベッセル関数、Leはリボンの自己インダクタンス、μΦは磁性コアの透磁率、lはリボンの長さ、aはリボンの半径、RDCは直流抵抗である。これらの結果から、ナノ結晶軟磁性材料のZは主にLに伴う透磁率に依存し、これは微細構造および磁気異方性の影響を受ける[32-34]。したがって、低周波では微細構造がナノ結晶軟磁性材料の磁化メカニズムに主に影響を与え、最適な温度アニーリングによって得られた細かく均一に分布したナノ結晶粒は高いZ値を実現する。一方、周波数が上昇すると、高温アニーリングによって導入された磁気異方性が徐々に磁化プロセスを支配し、その結果、Z値が高くなる。

図9. （a）1 kHzから1 MHzにわたるFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3リボン合金について、焼鈍温度に対するインピーダンス（Z）の変化。（b）特定の周波数範囲における部分的な拡大したZの挿入図。

3. 結論

本研究では、Si豊富なFinemet合金の微細構造、磁気構造の変化および磁気特性について系統的に調査しました。Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3非晶質合金は、高い非晶化形成能力と優れた熱安定性を示します。最適温度で焼鈍した後のFinemet非晶質合金のナノ結晶化メカニズムは、化学濃度のゆらぎと不均一核生成の相互作用に起因し、高体積率かつ微細で均一に分布するナノ結晶構造の形成を促進します。これにより、135.4 emu/gという高いMs値と0.56 A/mという低いHc値を含む優れた磁気特性が得られ、さらに優れた低周波特性も実現しています。また、最適な誘起緩和により広く直線的な規則正しい磁気ドメインが形成され、ピン止め効果が低減されます。さらに、高温焼鈍によって適切な異方性が導入されることで、磁化プロセスに影響を与え、ヒステリシスループの形状が変化します。この結果、高周波特性が効果的に改善されます。本研究成果は、異なる周波数において特定の焼鈍プロセスを用いて作製される高性能ナノ結晶軟磁性材料の設計指針となります。

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