JP2000173813A - 磁性部品 - Google Patents
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 チョークコイル等の磁性部品として要求され
る高透磁率、低損失の磁気特性を有し、かつ磁気特性の
経時安定性に優れ、更に耐熱性、耐食性に優れた超微結
晶磁性合金を用いた磁性部品の提供をする。 【解決手段】 一般式： Ｃｏ１００−ｘ−ｙＭｘＢｙ
（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少
なくとも１種の元素であり、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦
２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する合金で
あって、かつ組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以
下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶
磁性合金からなる磁性部品。
る高透磁率、低損失の磁気特性を有し、かつ磁気特性の
経時安定性に優れ、更に耐熱性、耐食性に優れた超微結
晶磁性合金を用いた磁性部品の提供をする。 【解決手段】 一般式： Ｃｏ１００−ｘ−ｙＭｘＢｙ
（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少
なくとも１種の元素であり、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦
２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する合金で
あって、かつ組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以
下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶
磁性合金からなる磁性部品。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、優れた磁気特性を
有し、磁気特性の安定性に優れた組織の大半が超微細な
結晶粒からなる磁性合金を用いてなる磁心部品に関す
る。
有し、磁気特性の安定性に優れた組織の大半が超微細な
結晶粒からなる磁性合金を用いてなる磁心部品に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、チョークコイルを始めとする磁性
部品に用いられる磁心材料としては渦電流損が小さく周
波数特性が比較的良好なフェライトや金属系の珪素鋼や
アモルファス合金等が主に用いられていた。しかし、フ
ェライトは飽和磁束密度が低く、透磁率の周波数特性が
高周波領域までフラットなものは透磁率が低く、低周波
領域で透磁率が高い材質は、比較的低い周波数から透磁
率が低下する問題がある。また、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモ
ルファス合金や珪素鋼等のＦｅ系の金属磁心材料は耐食
性が劣る問題や高周波磁気特性が十分でない問題があ
る。Ｃｏ基アモルファス合金の場合は経時変化が大きく
信頼性が低い問題がある。
部品に用いられる磁心材料としては渦電流損が小さく周
波数特性が比較的良好なフェライトや金属系の珪素鋼や
アモルファス合金等が主に用いられていた。しかし、フ
ェライトは飽和磁束密度が低く、透磁率の周波数特性が
高周波領域までフラットなものは透磁率が低く、低周波
領域で透磁率が高い材質は、比較的低い周波数から透磁
率が低下する問題がある。また、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモ
ルファス合金や珪素鋼等のＦｅ系の金属磁心材料は耐食
性が劣る問題や高周波磁気特性が十分でない問題があ
る。Ｃｏ基アモルファス合金の場合は経時変化が大きく
信頼性が低い問題がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする問題点】したがって、今日こ
れらの問題点を解決すべく種々検討が行われ、多くの合
金が提案されている。例えば、特開昭６４−７３０４１
号には、高飽和磁束密度で高透磁率を有するＣｏＦｅＢ
系非晶質合金が提案されている。しかし本発明者等の検
討によると、この合金は耐熱性、磁気特性の経時安定性
に問題があることが判明した。そこで本発明は、チョー
クコイル等の磁性部品として要求される高透磁率、低損
失の磁気特性を有し、かつ磁気特性の経時安定性に優
れ、更に耐熱性、耐食性に優れた超微結晶磁性合金を用
いた磁性部品の提供を課題とする。
れらの問題点を解決すべく種々検討が行われ、多くの合
金が提案されている。例えば、特開昭６４−７３０４１
号には、高飽和磁束密度で高透磁率を有するＣｏＦｅＢ
系非晶質合金が提案されている。しかし本発明者等の検
討によると、この合金は耐熱性、磁気特性の経時安定性
に問題があることが判明した。そこで本発明は、チョー
クコイル等の磁性部品として要求される高透磁率、低損
失の磁気特性を有し、かつ磁気特性の経時安定性に優
れ、更に耐熱性、耐食性に優れた超微結晶磁性合金を用
いた磁性部品の提供を課題とする。
【０００４】
【問題点を解決するための手段】第１の発明は、一般
式：Ｃｏ１００−ｘ−ｙＭｘＢｙ（原子％）で表され、
ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，
Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３
５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の少な
くとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組
織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる磁性部
品である。
式：Ｃｏ１００−ｘ−ｙＭｘＢｙ（原子％）で表され、
ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，
Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３
５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の少な
くとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組
織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる磁性部
品である。
【０００５】第２の発明は、一般式：Ｃｏ
１００−ｂ−ｘ−ｙＦｅｂＭｘＢｙ（原子％）で表さ
れ、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素
であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，１
２＜ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する合金であって、
かつ組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶
粒からなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金
からなる磁性部品である。
１００−ｂ−ｘ−ｙＦｅｂＭｘＢｙ（原子％）で表さ
れ、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔ
ａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素
であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，１
２＜ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する合金であって、
かつ組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶
粒からなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金
からなる磁性部品である。
【０００６】第３の発明は、一般式：Ｃｏ
１００−ｘ−ｙ−ｚＭｘＢｙＸｚ（原子％）で表され、
ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，
Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｘ
はＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ばれる少なく
とも１種の元素であり、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２
５，０＜ｚ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦３５の関係の組
成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも５０％
が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物
を有する超微結晶磁性合金からなる磁性部品である。
１００−ｘ−ｙ−ｚＭｘＢｙＸｚ（原子％）で表され、
ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，
Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素、Ｘ
はＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ばれる少なく
とも１種の元素であり、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２
５，０＜ｚ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦３５の関係の組
成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも５０％
が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物
を有する超微結晶磁性合金からなる磁性部品である。
【０００７】第４の発明は、一般式：Ｃｏ
１００−ｂ−ｘ−ｙ−ｚＦｅｂＭｘＢｙＸｚ（原子％）
で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種
の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ば
れる少なくとも１種の元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦
１５，１０＜ｙ≦２５，０＜ｚ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋
ｚ≦３５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織
の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からな
り、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる
磁性部品である。
１００−ｂ−ｘ−ｙ−ｚＦｅｂＭｘＢｙＸｚ（原子％）
で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種
の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ば
れる少なくとも１種の元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦
１５，１０＜ｙ≦２５，０＜ｚ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋
ｚ≦３５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織
の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からな
り、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる
磁性部品である。
【０００８】第５の発明は、一般式：Ｃｏ
１００―ｘ−ｙ−ｚ−ａＭｘＢｙＸｚＴａ（原子％）で
表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種
の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ば
れる少なくとも１種の元素、ＴはＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，白
金族元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、
２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，０＜ｚ≦１０，０＜ａ
≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ＋ａ≦３５の関係の組成を有
する合金であって、かつ組織の少なくとも５０％が粒径
５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物を有す
る超微結晶磁性合金からなる磁性部品である。
１００―ｘ−ｙ−ｚ−ａＭｘＢｙＸｚＴａ（原子％）で
表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種
の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ば
れる少なくとも１種の元素、ＴはＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，白
金族元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、
２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，０＜ｚ≦１０，０＜ａ
≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ＋ａ≦３５の関係の組成を有
する合金であって、かつ組織の少なくとも５０％が粒径
５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物を有す
る超微結晶磁性合金からなる磁性部品である。
【０００９】第６の発明は、一般式：Ｃｏ
１００―ｂ−ｘ−ｙ−ｚ−ａＦｅｂＭｘＢｙＸｚＴ
ａ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａ
ｌ，Ｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＴはＣｕ，
Ａｇ，Ａｕ，白金族元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃ
ａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種
の元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２
５，０＜ｚ≦１０，０＜ａ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ＋
ａ≦３５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織
の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からな
り、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる
磁性部品である。
１００―ｂ−ｘ−ｙ−ｚ−ａＦｅｂＭｘＢｙＸｚＴ
ａ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａ
ｌ，Ｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＴはＣｕ，
Ａｇ，Ａｕ，白金族元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃ
ａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種
の元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２
５，０＜ｚ≦１０，０＜ａ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ＋
ａ≦３５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織
の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からな
り、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる
磁性部品である。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の磁性部品は、Ｃｏ−Ｍ−
Ｂ系の磁性合金で、かつ組織の少なくとも５０％が粒径
５００Å以下の結晶からなる超微結晶磁性合金を用いた
ことを特徴とする。この超微結晶磁性合金において、Ｂ
とＭは必須の元素であり、Ｂは結晶粒の微細化および磁
歪や結晶磁気異方性の調整に効果があり、ＭはＢとの複
合添加により結晶粒を微細化する効果を有する。ここで
ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，
Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素である。Ｍ
量ｘ、Ｂ量ｙおよびＭとＢの総和ｘ＋ｙをそれぞれ２≦
ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３５ に限
定したのは下限をはずれると軟磁気特性が劣化したり耐
熱性が悪くなり、上限をはずれると飽和磁束密度の低下
や軟磁気特性の劣化が起こるためである。特に好ましい
範囲は、５≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２０，１５＜ｘ＋ｙ
≦３０である。この範囲で特に従来の金属系結晶質軟磁
性材料よりも電気抵抗が高く、高周波軟磁気特性に優れ
かつ耐熱性に優れた合金が得られる。
Ｂ系の磁性合金で、かつ組織の少なくとも５０％が粒径
５００Å以下の結晶からなる超微結晶磁性合金を用いた
ことを特徴とする。この超微結晶磁性合金において、Ｂ
とＭは必須の元素であり、Ｂは結晶粒の微細化および磁
歪や結晶磁気異方性の調整に効果があり、ＭはＢとの複
合添加により結晶粒を微細化する効果を有する。ここで
ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，
Ｗ，Ｍｎから選ばれる少なくとも１種の元素である。Ｍ
量ｘ、Ｂ量ｙおよびＭとＢの総和ｘ＋ｙをそれぞれ２≦
ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３５ に限
定したのは下限をはずれると軟磁気特性が劣化したり耐
熱性が悪くなり、上限をはずれると飽和磁束密度の低下
や軟磁気特性の劣化が起こるためである。特に好ましい
範囲は、５≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２０，１５＜ｘ＋ｙ
≦３０である。この範囲で特に従来の金属系結晶質軟磁
性材料よりも電気抵抗が高く、高周波軟磁気特性に優れ
かつ耐熱性に優れた合金が得られる。
【００１１】また、Ｆｅや、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａ
ｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素
（本願明細書でＸで示す）、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，白金族
元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素（本願明細書
でＴで示す）、を適宜含有することも許容する。Ｆｅ
は、３０原子％以下の範囲で含有することができ、これ
により透磁率の向上が見込まれる。元素Ｘは、磁歪の調
整、結晶磁気異方性の調整に効果があり、１０原子％以
下の範囲で含有することができる。これを超えると飽和
磁束密度の低下、軟磁気特性の劣化、耐熱性の劣化が生
じ好ましくない。元素Ｔは、耐食性の改善、磁気特性の
調整に効果を有する。Ｔ量ａは１０原子％以下が望まし
く１０原子％を越えると著しい飽和磁束密度の低下を招
く。
ｌ，Ｎからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素
（本願明細書でＸで示す）、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，白金族
元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａから
なる群から選ばれた少なくとも１種の元素（本願明細書
でＴで示す）、を適宜含有することも許容する。Ｆｅ
は、３０原子％以下の範囲で含有することができ、これ
により透磁率の向上が見込まれる。元素Ｘは、磁歪の調
整、結晶磁気異方性の調整に効果があり、１０原子％以
下の範囲で含有することができる。これを超えると飽和
磁束密度の低下、軟磁気特性の劣化、耐熱性の劣化が生
じ好ましくない。元素Ｔは、耐食性の改善、磁気特性の
調整に効果を有する。Ｔ量ａは１０原子％以下が望まし
く１０原子％を越えると著しい飽和磁束密度の低下を招
く。
【００１２】本発明に用いる超微結晶合金はＣｏ結晶粒
を主体とする組織を有し、このほかにＢ化合物が形成し
ている。この結晶粒は５０ｎｍ以下（平均粒径）の著し
く微細なものであり、特に２０ｎｍ以下の場合に優れた
軟磁性を示す。本発明に用いる超微結晶合金が優れた軟
磁性を示すのは以下の理由によると考えられる。すなわ
ち、ＭとＢが熱処理により超微細で均一に分散した化合
物を形成し、この化合物がＣｏ結晶粒の成長を抑える効
果を有し、結晶磁気異方性を見かけ上相殺し優れた軟磁
気特性が得られると考えられる。
を主体とする組織を有し、このほかにＢ化合物が形成し
ている。この結晶粒は５０ｎｍ以下（平均粒径）の著し
く微細なものであり、特に２０ｎｍ以下の場合に優れた
軟磁性を示す。本発明に用いる超微結晶合金が優れた軟
磁性を示すのは以下の理由によると考えられる。すなわ
ち、ＭとＢが熱処理により超微細で均一に分散した化合
物を形成し、この化合物がＣｏ結晶粒の成長を抑える効
果を有し、結晶磁気異方性を見かけ上相殺し優れた軟磁
気特性が得られると考えられる。
【００１３】本発明に用いる超微結晶合金において、超
微結晶を組織の少なくとも５０％とするのは、これ未満
では優れた軟磁気特性が得られないからである。本発明
合金は通常非晶質合金を作製後これを熱処理し、結晶化
することにより製造することができる。熱処理条件によ
り一部非晶質相が残存している場合もあるが、この場合
でも、また１００％結晶の場合でも優れた軟磁気特性を
示す。
微結晶を組織の少なくとも５０％とするのは、これ未満
では優れた軟磁気特性が得られないからである。本発明
合金は通常非晶質合金を作製後これを熱処理し、結晶化
することにより製造することができる。熱処理条件によ
り一部非晶質相が残存している場合もあるが、この場合
でも、また１００％結晶の場合でも優れた軟磁気特性を
示す。
【００１４】本発明に用いる超微結晶合金では、通常、
単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法やアトマイズ
法等の液体急冷法により非晶質合金を製造し、この後不
活性ガス、水素中あるいは真空中で熱処理し結晶化さ
せ、組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶
粒からなる組織として前記超微結晶合金を製造する。結
晶化の際にＢ化合物が形成するが、このＢ化合物はＭ元
素（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，
Ｗ，Ｍｎ）との化合物等であると考えられる。
単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸法やアトマイズ
法等の液体急冷法により非晶質合金を製造し、この後不
活性ガス、水素中あるいは真空中で熱処理し結晶化さ
せ、組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶
粒からなる組織として前記超微結晶合金を製造する。結
晶化の際にＢ化合物が形成するが、このＢ化合物はＭ元
素（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，
Ｗ，Ｍｎ）との化合物等であると考えられる。
【００１５】本発明の熱処理は通常４５０℃以上８００
℃以下であり、非常に高い温度で熱処理可能である。ま
た、本発明合金は磁場中で熱処理し製造することも可能
である。一定方向に磁場を印加した場合は、一軸の誘導
磁気異方性を生じさせることができる。また、回転磁場
中熱処理を行うことにより更に軟磁気特性を改善するこ
とができる。結晶化熱処理後に磁場中熱処理することも
可能である。また、ロール等の温度を上げ冷却条件をコ
ントロールすることによリアモルファス状態を経ず直接
本発明に用いる超微結晶合金を製造することもできる。
℃以下であり、非常に高い温度で熱処理可能である。ま
た、本発明合金は磁場中で熱処理し製造することも可能
である。一定方向に磁場を印加した場合は、一軸の誘導
磁気異方性を生じさせることができる。また、回転磁場
中熱処理を行うことにより更に軟磁気特性を改善するこ
とができる。結晶化熱処理後に磁場中熱処理することも
可能である。また、ロール等の温度を上げ冷却条件をコ
ントロールすることによリアモルファス状態を経ず直接
本発明に用いる超微結晶合金を製造することもできる。
【００１６】
【実施例】以下本発明を実施例にしたがって説明するが
本発明はこれらに限定されるものではない。 （実施例１）原子％でＮｂ７％、Ｂ２２％、残部実質的
にＣｏからなる組成の合金溶湯を単口一ル法により急冷
し、幅５ｍｍ厚さ１２μｍの非晶質合金薄帯を作製し
た。熱処理前のＸ線回折のバータンを図１に示す。アモ
ルファス合金特有のハローパターンを示した。この合金
の結晶化温度は４８０℃であった。次にこの合金薄帯を
外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに巻回しトロイダル磁心を
作製し、この磁心をＡｒガス雰囲気中４００℃から７０
０℃の範囲で１時間熱処理し結晶化させた。７００℃で
熱処理した場合のＸ繰回折のパターンを図２に示す。７
００℃で熱処理後の合金はＸ線回折および透過電子顕微
鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが平均粒径５
０ｎｍ以下のＣｏおよびＢ化合物からなる超微細結晶粒
からなることが確認された。図３に１ｋＨｚにおける実
効透磁率μｅの熱処理温度依存性、図４に飽和磁歪λｓ
の熱処理温度依存性を示す。これらの図より結晶化温度
を越える高い熱処理温度においても軟磁気特性が得られ
その値はアモルファス合金に匹敵することがわかる。ま
た飽和磁歪はアモルファス状態の負の値から結晶化温度
を越えると零を横切リ７００℃では約＋１×１０８程度
の正の値を示す。結晶化した本系合金は低磁歪であるこ
とがわかる。次に４００℃で熱処理したアモルファス状
態の合金からなる巻磁心と７００℃で熱処理した結晶質
の合金からなる巻磁心を１２０℃に１０００時間保持し
１ｋＨｚの実効透磁率μｅを測足した。アモルファス状
態の合金は初期の値の８０％まで値が減少したのに対し
て本発明に係る磁心は９７％の値であり経時変化が小さ
いことが確認できた。
本発明はこれらに限定されるものではない。 （実施例１）原子％でＮｂ７％、Ｂ２２％、残部実質的
にＣｏからなる組成の合金溶湯を単口一ル法により急冷
し、幅５ｍｍ厚さ１２μｍの非晶質合金薄帯を作製し
た。熱処理前のＸ線回折のバータンを図１に示す。アモ
ルファス合金特有のハローパターンを示した。この合金
の結晶化温度は４８０℃であった。次にこの合金薄帯を
外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに巻回しトロイダル磁心を
作製し、この磁心をＡｒガス雰囲気中４００℃から７０
０℃の範囲で１時間熱処理し結晶化させた。７００℃で
熱処理した場合のＸ繰回折のパターンを図２に示す。７
００℃で熱処理後の合金はＸ線回折および透過電子顕微
鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが平均粒径５
０ｎｍ以下のＣｏおよびＢ化合物からなる超微細結晶粒
からなることが確認された。図３に１ｋＨｚにおける実
効透磁率μｅの熱処理温度依存性、図４に飽和磁歪λｓ
の熱処理温度依存性を示す。これらの図より結晶化温度
を越える高い熱処理温度においても軟磁気特性が得られ
その値はアモルファス合金に匹敵することがわかる。ま
た飽和磁歪はアモルファス状態の負の値から結晶化温度
を越えると零を横切リ７００℃では約＋１×１０８程度
の正の値を示す。結晶化した本系合金は低磁歪であるこ
とがわかる。次に４００℃で熱処理したアモルファス状
態の合金からなる巻磁心と７００℃で熱処理した結晶質
の合金からなる巻磁心を１２０℃に１０００時間保持し
１ｋＨｚの実効透磁率μｅを測足した。アモルファス状
態の合金は初期の値の８０％まで値が減少したのに対し
て本発明に係る磁心は９７％の値であり経時変化が小さ
いことが確認できた。
【００１７】（実施例２）表１に示す組成の幅５ｍｍ厚
さ１８μｍの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製し
た。次にこの合金薄帯を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに
巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの磁心をＡｒ
ガス雰囲気中で５５０℃〜８００℃の範囲で熱処理し結
晶化させた。熱処理後の合金はＸ線回折および透過電子
顕微鏡による組織観察の結果、とんどが粒径５０ｎｍ以
下のＣｏおよびＢ化合物からなる超微結晶粒からなるこ
とが確認された。また、熱処理後の合金磁心のｆ＝１０
０ｋＨｚ、Ｂｍ＝２ＫＧにおける磁心損失Ｐｃと１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率μｅ１ｋを測定した。結果を表１
に示す。また、この合金磁心を６００℃の炉中に入れ３
０ｍｉｎ保持後室温まで冷却し磁心損失Ｐｃ’を測定し
た。Ｐｃ’／Ｐｃを表１に示す。また、熱処理を行なっ
た合金薄帯を水道水に１週間漬け耐食性を評価した。錆
がほとんど認められない物は○、錆がわずかに認められ
るものは△、錆が認められる物は×で表１に示す。ま
た、１２０℃で２４時間保持後の１ｋＨｚにおける実効
透磁率μｅ１ｋ（２４）を測定した。μｅ１ｋ（２４）
／μｅ１ｋを表１に示す。
さ１８μｍの非晶質合金薄帯を単ロール法により作製し
た。次にこの合金薄帯を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに
巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの磁心をＡｒ
ガス雰囲気中で５５０℃〜８００℃の範囲で熱処理し結
晶化させた。熱処理後の合金はＸ線回折および透過電子
顕微鏡による組織観察の結果、とんどが粒径５０ｎｍ以
下のＣｏおよびＢ化合物からなる超微結晶粒からなるこ
とが確認された。また、熱処理後の合金磁心のｆ＝１０
０ｋＨｚ、Ｂｍ＝２ＫＧにおける磁心損失Ｐｃと１ｋＨ
ｚにおける実効透磁率μｅ１ｋを測定した。結果を表１
に示す。また、この合金磁心を６００℃の炉中に入れ３
０ｍｉｎ保持後室温まで冷却し磁心損失Ｐｃ’を測定し
た。Ｐｃ’／Ｐｃを表１に示す。また、熱処理を行なっ
た合金薄帯を水道水に１週間漬け耐食性を評価した。錆
がほとんど認められない物は○、錆がわずかに認められ
るものは△、錆が認められる物は×で表１に示す。ま
た、１２０℃で２４時間保持後の１ｋＨｚにおける実効
透磁率μｅ１ｋ（２４）を測定した。μｅ１ｋ（２４）
／μｅ１ｋを表１に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】表１より、本発明合金は透磁率が著しく高
く、磁心損失が低く耐食性にも優れているためトラン
ス、チョーク等の各種磁心に最適である。また、Ｐｃ’
／Ｐｃが１に近く耐熱性に優れていること、μｅ１ｋ
（２４）／μｅ１ｋが１に近く経時変化も小さい。
く、磁心損失が低く耐食性にも優れているためトラン
ス、チョーク等の各種磁心に最適である。また、Ｐｃ’
／Ｐｃが１に近く耐熱性に優れていること、μｅ１ｋ
（２４）／μｅ１ｋが１に近く経時変化も小さい。
【００２０】（実施例３）原子％でＮｂ７％、Ｔａ２
％、Ｆｅ５％、Ｂ２３％、残部実質的にＣｏからなる組
成の合金溶湯を減圧したヘリウムガス雰囲気中で単ロー
ル法にり急冷し、厚さ６μｍの非晶質合金薄帯を作製し
た。次にこの合金薄帯表面に電気泳動法によりＭｇＯ粉
末を約０．５μｍつけた後、外径１５ｍｍ、内径１３ｍ
ｍに巻回しトロイダル磁心とした。次にこの磁心をアル
ゴンガス雰囲気中で薄帯幅方向に磁場を印加しながら磁
場中熱処理を行った。保持温度は７００℃、磁場は４０
００Ｏｅ、冷却は約５℃／ｍｉｎで行った。熱処理後の
合金は結晶化しており、粒径５０ｎｍ以下の超微細な結
晶粒組織を有していた。図５に熱処理後の本発明磁心の
磁心損失の周波数特性を示す。比較のためフェライト磁
心の磁心損失を示す。本発明に係る磁心は低損失であ
り、高周波トランス等に有望であることがわかる。
％、Ｆｅ５％、Ｂ２３％、残部実質的にＣｏからなる組
成の合金溶湯を減圧したヘリウムガス雰囲気中で単ロー
ル法にり急冷し、厚さ６μｍの非晶質合金薄帯を作製し
た。次にこの合金薄帯表面に電気泳動法によりＭｇＯ粉
末を約０．５μｍつけた後、外径１５ｍｍ、内径１３ｍ
ｍに巻回しトロイダル磁心とした。次にこの磁心をアル
ゴンガス雰囲気中で薄帯幅方向に磁場を印加しながら磁
場中熱処理を行った。保持温度は７００℃、磁場は４０
００Ｏｅ、冷却は約５℃／ｍｉｎで行った。熱処理後の
合金は結晶化しており、粒径５０ｎｍ以下の超微細な結
晶粒組織を有していた。図５に熱処理後の本発明磁心の
磁心損失の周波数特性を示す。比較のためフェライト磁
心の磁心損失を示す。本発明に係る磁心は低損失であ
り、高周波トランス等に有望であることがわかる。
【００２１】（実施例４）原子％でＮｂ７．２％、Ｂ１
８．８％、残部Ｃｏからなる組成の厚さ３μｍの非晶質
合金膜をＲＦスパッタ装置によりホトセラム基板上に作
製した。得られた膜のＸ線回折を行ったところ、非晶質
合金に特有なハローパターンを示した。次に、この非晶
質合金膜を窒素ガス雰囲気中において、６５０℃で１時
間保持後室温まで冷却し、Ｘ線回折を行った。Ｃｏ結晶
ピークと僅かながらＮｂＢの化合物相が認められた。透
過電子顕微鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが
粒径５０ｎｍ下の超微細な結晶粒からなることが確認さ
れた。次にこの膜の１ＭＨｚにおける実効透磁率μｅ１
ＭをＬＣＲメータにより測定した。μｅ１Ｍ＝２２００
が得られた。
８．８％、残部Ｃｏからなる組成の厚さ３μｍの非晶質
合金膜をＲＦスパッタ装置によりホトセラム基板上に作
製した。得られた膜のＸ線回折を行ったところ、非晶質
合金に特有なハローパターンを示した。次に、この非晶
質合金膜を窒素ガス雰囲気中において、６５０℃で１時
間保持後室温まで冷却し、Ｘ線回折を行った。Ｃｏ結晶
ピークと僅かながらＮｂＢの化合物相が認められた。透
過電子顕微鏡による組織観察の結果、組織のほとんどが
粒径５０ｎｍ下の超微細な結晶粒からなることが確認さ
れた。次にこの膜の１ＭＨｚにおける実効透磁率μｅ１
ＭをＬＣＲメータにより測定した。μｅ１Ｍ＝２２００
が得られた。
【００２２】（実施例５）表２に示す組成の合金膜を実
施例４と同様にホトセラム基板上に作製し、振動型磁力
計によりＢ１０、ＬＣＲメータによリ１ＭＨｚの実効透
磁率μｅ１Ｍを測定した。得られた結果を表２に示す。
なお熱処理後の合金はどれも粒径５０ｎｍ以下の微細な
結晶粒組織であった。
施例４と同様にホトセラム基板上に作製し、振動型磁力
計によりＢ１０、ＬＣＲメータによリ１ＭＨｚの実効透
磁率μｅ１Ｍを測定した。得られた結果を表２に示す。
なお熱処理後の合金はどれも粒径５０ｎｍ以下の微細な
結晶粒組織であった。
【００２３】
【表２】
【００２４】本発明に係る膜はＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金と
同等以上の高飽和磁束密度とμｅ１Ｍを示すため磁気ヘ
ッド等に最適である。
同等以上の高飽和磁束密度とμｅ１Ｍを示すため磁気ヘ
ッド等に最適である。
【００２５】（実施例６）表３に示す組成の幅５ｍｍ厚
さ１５μｍの非晶質合金薄帯を短ロール法により作成し
た。次にこの合金薄帯を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに
巻回しトロイダル磁心を作成した。次に磁心をＡｒガス
雰囲気中で５５０℃〜７００℃の範囲で熱処理し結晶化
させた。熱処理後の結晶粒径５０ｎｍ以下のＣｏを主体
とする結晶およびＢ化合物からなる超微細結晶粒からな
ることが確認された。
さ１５μｍの非晶質合金薄帯を短ロール法により作成し
た。次にこの合金薄帯を外径１９ｍｍ、内径１５ｍｍに
巻回しトロイダル磁心を作成した。次に磁心をＡｒガス
雰囲気中で５５０℃〜７００℃の範囲で熱処理し結晶化
させた。熱処理後の結晶粒径５０ｎｍ以下のＣｏを主体
とする結晶およびＢ化合物からなる超微細結晶粒からな
ることが確認された。
【００２６】
【表３】
【００２７】（実施例７）表４に示す組成の合金膜を実
施例１と同様にホトセラム基板上に作成し熱処理を行い
結晶化させ、１ＭＨｚでの実効透磁率μｅ１Ｍ０を測定
した。次にこの合金を６００℃の炉中にいれ、３０ｍｉ
ｎ保持後室温まで冷却し１ＭＨｚでの実効透磁率μｅ１
Ｍ’を測定した。μｅ１Ｍ’／μｅ１Ｍ０を表４に示
す。
施例１と同様にホトセラム基板上に作成し熱処理を行い
結晶化させ、１ＭＨｚでの実効透磁率μｅ１Ｍ０を測定
した。次にこの合金を６００℃の炉中にいれ、３０ｍｉ
ｎ保持後室温まで冷却し１ＭＨｚでの実効透磁率μｅ１
Ｍ’を測定した。μｅ１Ｍ’／μｅ１Ｍ０を表４に示
す。
【００２８】
【表４】
【００２９】本発明に係る膜のμｅ１Ｍ’／μｅ１Ｍ０
は１に近い値であり高温でも磁気特性の劣化が小さく耐
熱性が良好であるが、従来のＣｏ−Ｆｅ−Ｂ系合金やア
モルファス合金は１よりかなり小さい値で磁気特性が劣
化している。このように本発明に係る膜は信頼性の高い
磁気ヘッドを製造できる。
は１に近い値であり高温でも磁気特性の劣化が小さく耐
熱性が良好であるが、従来のＣｏ−Ｆｅ−Ｂ系合金やア
モルファス合金は１よりかなり小さい値で磁気特性が劣
化している。このように本発明に係る膜は信頼性の高い
磁気ヘッドを製造できる。
【００３０】
【発明の効果】本発明によれば、高透磁率、低損失で、
耐食性に優れかつ耐熱性、経時安定性に優れた超微細結
晶合金を用いた磁性部品を提供できるためその効果は著
しいものがある。
耐食性に優れかつ耐熱性、経時安定性に優れた超微細結
晶合金を用いた磁性部品を提供できるためその効果は著
しいものがある。
【図１】本発明の熱処理前のＸ線回折パターンを示した
図＞
図＞
【図２】７００℃で熱処理した場合のＸ線回折パターン
を示した図。
を示した図。
【図３】実効透磁率と熱処理温度の関係を示した図。
【図４】熱処理温度と飽和磁歪の関係を示した図。
【図５】本発明合金による磁心の磁心損失を示した図で
ある。
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 諏訪部 繁和 栃木県真岡市松山町18番地日立金属株式会 社電子部品事業部内 (72)発明者 西山 俊一 埼玉県熊谷市三ヶ尻5200番地日立金属株式 会社磁性材料研究所内 Ｆターム(参考） 5E041 AA14 AA19 CA01 HB07 HB11 NN01 NN06
Claims (6)
- 【請求項１】 一般式：Ｃｏ１００−ｘ−ｙＭｘＢ
ｙ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少
なくとも１種の元素であり、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦
２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３５の関係の組成を有する合金で
あって、かつ組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以
下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶
磁性合金からなることを特徴とする磁性部品。 - 【請求項２】 一般式：Ｃｏ１００−ｂ−ｘ−ｙＦｅｂ
ＭｘＢｙ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ば
れる少なくとも１種の元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦
１５，１０＜ｙ≦２５，１２＜ｘ＋ｙ≦３５の関係の組
成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも５０％
が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物
を有する超微結晶磁性合金からなることを特徴とする磁
性部品。 - 【請求項３】 一般式：Ｃｏ１００−ｘ−ｙ−ｚＭｘＢ
ｙＸｚ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれ
る少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，
Ａｌ，Ｎから選ばれる少なくとも１種の元素であり、２
≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２５，０＜ｚ≦１０，１２＜ｘ
＋ｙ＋ｚ≦３５の関係の組成を有する合金であって、か
つ組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒
からなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金か
らなることを特徴とする磁性部品。 - 【請求項４】 一般式：Ｃｏ１００−ｂ−ｘ−ｙ−ｚＦ
ｅｂＭｘＢｙＸｚ（原子％）で表され、ここでＭはＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍ
ｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇ
ｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ばれる少なくとも１種の
元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２
５，０＜ｚ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦３５の関係の組
成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも５０％
が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からなり、組織にＢ化合物
を有する超微結晶磁性合金からなることを特徴とする磁
性部品。 - 【請求項５】 一般式：Ｃｏ１００―ｘ−ｙ−ｚ−ａＭ
ｘＢｙＸｚＴａ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，
Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎか
ら選ばれる少なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，
Ｐ，Ｇａ，Ａｌ，Ｎから選ばれる少なくとも１種の元
素、ＴはＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，白金族元素，Ｎｉ，Ｓｎ，
Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた
少なくとも１種の元素であり、２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ
≦２５，０＜ｚ≦１０，０＜ａ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋
ｚ＋ａ≦３５の関係の組成を有する合金であって、かつ
組織の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒か
らなり、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金から
なることを特徴とする磁性部品。 - 【請求項６】 一般式：Ｃｏ
１００―ｂ−ｘ−ｙ−ｚ−ａＦｅｂＭｘＢｙＸｚＴ
ａ（原子％）で表され、ここでＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｎから選ばれる少
なくとも１種の元素、ＸはＳｉ，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ａ
ｌ，Ｎから選ばれる少なくとも１種の元素、ＴはＣｕ，
Ａｇ，Ａｕ，白金族元素，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｃ
ａ，Ｓｒ，Ｂａからなる群から選ばれた少なくとも１種
の元素であり、ｂ≦３０，２≦ｘ≦１５，１０＜ｙ≦２
５，０＜ｚ≦１０，０＜ａ≦１０，１２＜ｘ＋ｙ＋ｚ＋
ａ≦３５の関係の組成を有する合金であって、かつ組織
の少なくとも５０％が粒径５０ｎｍ以下の結晶粒からな
り、組織にＢ化合物を有する超微結晶磁性合金からなる
ことを特徴とする磁性部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11173889A JP2000173813A (ja) | 1990-10-04 | 1999-06-21 | 磁性部品 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2266984A JPH04143239A (ja) | 1990-10-04 | 1990-10-04 | 超微結晶磁性合金およびその製法 |
| JP11173889A JP2000173813A (ja) | 1990-10-04 | 1999-06-21 | 磁性部品 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2266984A Division JPH04143239A (ja) | 1990-10-04 | 1990-10-04 | 超微結晶磁性合金およびその製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000173813A true JP2000173813A (ja) | 2000-06-23 |
Family
ID=26495692
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11173889A Pending JP2000173813A (ja) | 1990-10-04 | 1999-06-21 | 磁性部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000173813A (ja) |
-
1999
- 1999-06-21 JP JP11173889A patent/JP2000173813A/ja active Pending
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