JP2005068451A

JP2005068451A - Fe BASED SOFT MAGNETIC BULK AMORPHOUS-NANOCRYSTAL DUAL PHASE ALLOY, AND ITS PRODUCTION METHOD

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Publication number: JP2005068451A
Application number: JP2003209153A
Authority: JP
Inventors: Akihisa Inoue; 明久井上; Horyu Chin; 宝龍沈
Original assignee: Japan Science and Technology Agency
Current assignee: Japan Science and Technology Agency
Priority date: 2003-08-27
Filing date: 2003-08-27
Publication date: 2005-03-17
Anticipated expiration: 2023-08-27
Also published as: JP3983207B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an Fe based fine crystal soft magnetic alloy having excellent soft magnetic properties and capable of producing a bulk sample. <P>SOLUTION: In the Fe based soft magnetic bulk amorphous-nanocrystal dual phase alloy, a bulk metal glass alloy expressed by (Fe<SB>1-a</SB>M<SB>a</SB>)<SB>100-x-y-z-w</SB>Si<SB>x</SB>B<SB>y</SB>Cu<SB>z</SB>T<SB>w</SB>[wherein, M is either Co or Ni or both; 0.05≤a≤0.36 is satisfied; T is at least one kind of element selected from Nb, Zr, Ta, W, Mo, Hf and Ti; and, 2≤w≤8(atomic%), 5≤x≤15(atomic%), 5≤y≤15(atomic%) and 0.01≤z≤4(atomic%) are satisfied], and in which the temperature spacing ΔTx of a supercooled liquid is ≥20K, and conversion glass temperature Tg/T1 is ≥0.59 is crystallized, so that the average crystal grain size is ≤30 nm, and the volume fraction of nanocrystals is 40 to 85%. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気ヘッド、トランス、チョークコイル等のコア材に使用できる軟磁気特性に優れたＦｅ基軟磁性バルク非晶質・ナノ結晶二相合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、磁気ヘッドのコア若しくはパルスモータの磁心又はトランスやチョークコイルなどに用いられている軟磁性合金に要求される特性は、飽和磁束密度が高いこと、透磁率が高いこと、低保磁力であること、薄い形状が得やすいことなどである。したがって、軟磁性合金の開発においては、これらの観点から種々の合金系において材料研究がなされている。従来、前述の用途に対する材料として、センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用いられてきた。
【０００３】
前記のセンダストは、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が約１．１Ｔ程度と低い欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる合金組成においては飽和磁束密度が約０．８Ｔと低い欠点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの、軟磁気特性に劣る欠点がある。
【０００４】
最近では、Ｆｅ系やＣｏ系の非晶質合金も使用されるようになってきている。
Ｃｏ基の非晶質合金は、軟磁気特性には優れるものの、飽和磁束密度が１Ｔ程度と不十分である。また、液体急冷法で製造したＦｅ−Ｂ−Ｍ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ）系等の非晶質合金は、飽和磁束密度が高く、１．５Ｔ又はそれ以上のものが得られるが、軟磁気特性が不十分な傾向がある。更に、非晶質合金の熱安定性は十分ではなく、未解決の面がある。以上のことから、従来の材料では、高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難しい。
【０００５】
そこで、Ｆｅ系合金に非晶質化元素とＣｕを添加して非晶質薄帯を製造し、これを熱処理して一部結晶化させる軟磁性薄帯の製造方法が知られている（特許文献１〜８）。これらの特許出願に係る発明の合金は、非晶質相と微細な結晶相を混在させたものであり、優秀な軟磁気特性と高い飽和磁束密度と高硬度を兼ね備えるものであった。
【０００６】
これらのＦｅ基軟磁性ナノ結晶合金は、液体急冷法により作製されたアモルファス合金を結晶化させることにより実現したものである。したがって、試料の大きさは液体急冷により作製されたアモルファス合金の寸法に左右される。すなわち、従来のＦｅ基アモルファス合金は、アモルファス形成能が低いため、得られる試料の形状は薄帯、薄膜、粉末、線材に限定され、バルク状試料の作製はできなかった。このため、このような材料を用いた電磁変換機器は高価であまり普及していない。
【０００７】
本発明者らは、１９９５年に初めて銅鋳型鋳造法によりＦｅ−Ａｌ−Ｇａ−Ｐ−Ｃ−Ｂからなる組成のＦｅ基軟磁性バルクガラス合金を開発した。その後引き続き、Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）−（Ａｌ，Ｇａ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−（Ｎｂ，Ｃｒ，Ｍｏ）−Ｇａ−（Ｐ，Ｃ，Ｂ）、Ｆｅ−（Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ）−Ｂ、Ｆｅ−（Ｃｒ，Ｍｏ）−Ｃ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｎｂ等のＦｅ基軟磁性バルクガラス合金を開発した（例えば、特許文献９〜１９、非特許文献１）。
【０００８】
【特許文献１】
特願昭６２−３１７１８９号（特公平４−４３９３号公報）
【特許文献２】
特願平４−３３５５２４号（特開平７−１１３９６号公報）
【特許文献３】
特願平３−４２０５１号（特開平４−２８０９４９号公報）
【特許文献４】
特願平３−３６０３２１号（特開平６−１７２０４号、特許第３３５７３８６号公報）
【特許文献５】
特願平３−２２７９１号（特開平５−９３２４９号、特許第２８５７２５７号公報）
【特許文献６】
特願平９−１２４８０３号（特開平１０−６０６０７号、特許第３３１５９９３６号公報）
【特許文献７】
特願平７−１８２９１号（特開平７−２５８７２８号公報）
【特許文献８】
特願平７−１６６５７９号（特開平９−２０９６５号公報）
【特許文献９】
特願平８−２４３７５６号（特開平９−３２０８２７号公報）
【特許文献１０】
特願平９−３５３４２号（特開平１０−２２６８５６号公報）
【特許文献１１】
特願平９−２３５２７７号（特開平１１−７１６４７号公報）
【特許文献１２】
特願平１０−１１７９８号（特開平１１−１３１１９９号公報）
【特許文献１３】
特願平１１−６０９１２号（特開２０００−２５６８１２号公報）
【特許文献１４】
（特開２００１−１５２３０１号公報）
【特許文献１５】
特願２０００−７９０５５号（特開２００１−２６２２９２号公報）
【特許文献１６】
特願２０００−２８９４９１号（特開２００１−３１６７８２号公報）
【特許文献１７】
特願２０００−２９３５７６号（特開２００２−１０５６０７号公報）
【特許文献１８】
特願２０００−３９１５６７号（特開２００２−１９４５１４号公報）
【特許文献１９】
特願２００１−１９７１５７号（特開２００２−２２６９５６号公報）
【非特許文献１】
Ａ．ＩｎｏｕｅａｎｄＢ．Ｌ．Ｓｈｅｎ，Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．４３，７６６（２００２）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
電子・電気機器の小型化、高性能化に対応するために、より高性能の軟磁性合金材料が望まれている。従来のアモルファス薄帯に代わるバルク金属ガラスにおいて、さらに優れた軟磁気特性を保持しつつ形状の自由度を高めることが可能になれば、アモルファスないしナノ結晶軟磁性金属の応用分野は格段に拡大し、ひいては省エネ、省資源、地球温暖化対策にも効果が期待できるものと考えられる。本発明は、前記事情を背景になされたものであり、Ｆｅ−ＳｉーＢ系バルク金属ガラス合金において、さらに優れた軟磁気特性を有し、バルク試料の作製が容易であるＦｅ基軟磁性合金を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上述の課題を解決することを目的として種々の合金組成について探査した結果、（Ｆｅ_１−ａＭ_ａ）_{１００−ｘ−ｙ−ｚ−ｗ}Ｓｉ_ｘＢ_ｙＣｕ_ｚＴ_ｗ（ただし、ＭはＣｏ，Ｎｉのいずれか、又は、両方であり、かつ０．０５≦ａ≦０．３６、ＴはＮｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｈｆ及びＴｉの中から選ばれる少なくとも１種の元素であり、かつ２≦ｗ≦８（原子％）、５≦ｘ≦１５（原子％）、５≦ｙ≦１５（原子％）、０．０１≦ｚ≦４（原子％）である）系合金において、明瞭なガラス遷移と広い過冷却液体域を示し、ガラス形成能がより高い合金組成を見出した。さらに、銅鋳型鋳造法により得られたそれらバルク金属ガラス合金を結晶化させ、優れた軟磁気特性を示すＦｅ基バルク非晶質・ナノ結晶二相合金が得られ、本発明を完成するに至った。なお、本件明細書において「バルク」とは径又は厚みが０．７５ｍｍ以上の合金をいう。
【００１１】
上記の合金組成において、銅鋳型鋳造法により直径又は厚みが１ｍｍ〜２ｍｍの金属ガラス合金が作製できる。これらの金属ガラス合金はこれまでの金属ガラス合金と違って、Ｃｕ元素を含有するため、示差走査熱量計（ＤＳＣ）で測定した結果、ガラス遷移Ｔｇを示す前に、Ｃｕクラスタの凝集Ｔｐが現れ、それらＣｕクラスタは結晶核として均一に分散し、熱処理を加えると、ナノ結晶が均一に析出することができる。
【００１２】
作製した金属ガラスのΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘは２０Ｋ以上、好ましくは２５Ｋ以上で、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．５９以上、好ましくは０．６１以上である。
【００１３】
上記バルク金属ガラス合金を熱処理によって結晶化させることによって、平均結晶粒径３０ｎｍ以下、その結晶粒の体積分率が約４０〜８５％のＦｅ、Ｃｏ及び／又はＮｉの固溶体である微細なｂｃｃ結晶粒からなるナノ結晶相と、ｂｃｃ結晶粒の粒界に存在する粒界非晶質相の二相を主体とする微結晶合金、すなわち、バルク非晶質・ナノ結晶二相合金の作製ができる。
【００１４】
また、このバルク非晶質・ナノ結晶二相合金は、飽和磁束密度（Ｂｓ）が１Ｔ以上、保磁力（Ｈｃ）が１０Ａ／ｍ以下、１ＫＨｚでの透磁率（ｍｅ）が１０，０００以上の軟磁気特性を有する軟磁性合金である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の実施の形態を説明する。本発明の上記合金組成は、基本的に下記６種の元素を構成要素としている。Ｆｅ：軟磁性バルクナノ結晶合金の基となる元素、Ｍ群元素：Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種、Ｔ群元素：Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｈｆ及びＴｉの中から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｓｉ：けい素、Ｂ：ホウ素、Ｃｕ：銅。
【００１６】
これら元素の構成比率は、Ｍ群元素（Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種）が３原子％〜３２原子％の範囲であり、Ｔ群元素は２原子％〜８原子％の範囲内であり、Ｓｉは５原子％〜１５原子％の範囲内であり、Ｂも同じく５原子％〜１５原子％の範囲内であり、Ｃｕは０．０１原子％〜４原子％の範囲内である。
【００１７】
本発明のＦｅ基バルク非晶質・ナノ結晶二相合金は、銅鋳型鋳造法により作製されたＦｅ基バルク金属ガラス合金を結晶化させることにより実現した。したがって、試料の大きさは合金のガラス形成能に左右される。このＦｅ基バルク金属ガラス合金において、前記の各元素群は一体となって非晶質合金を形成しているが、それぞれの元素群は下記の特性に寄与していると考えられる。
【００１８】
Ｆｅ：合金の基となり磁性を担う。
Ｍ群元素：これも磁性を担う元素であるが、特に、Ｃｏ及び／又はＮｉが５原子％以上配合されるとガラス形成能を示す過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが増大し、ガラス状態が得やすくなる。ただし、３２原子％を超えると過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが減少し好ましくない。Ｍ群元素は、より好ましくは、７．５原子％〜２０原子％である。
【００１９】
このように、Ｆｅの一部をＣｏ、Ｎｉに置換すると、合金のガラス形成能が向上するのみならず、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相及び／又はｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｎｉ）が析出して、合金の誘導磁気異方性も増大する。この誘導磁気異方性は合金の高周波領域での軟磁気特性を維持することができる。Ｍ群元素を多くするにつれてガラス遷移温度は高まり、過冷却液体温度範囲はわずかに小さくなる。ＦｅをＣｏ及び／又はＮｉの最適量で置換することによって、銅鋳型鋳造法によるガラス形成能を高めることができ、引き続いて熱処理することによって得られるナノ結晶ｂｃｃバルク合金はＣｏ及び／又はＮｉを含有しないＦｅ−Ｂ−Ｓｉ−Ｎｂ−Ｃｕ合金と比べて軟磁性が向上する。
【００２０】
Ｔ群元素：過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを拡大する効果があり、非晶質を形成しやすくする効果がある。また、本発明のＦｅ基軟磁性合金において、Ｔ群元素は、比較的遅い拡散種であり、Ｔ群元素の添加は、微細結晶核の成長速度を小さくする効果を持つと考えられ、組織の微細化に不可欠である。しかし、Ｔ群元素の添加量が２原子％を下回る値になると、核成長速度を小さくする効果が失われ、この結果、結晶粒径が粗大化し良好な軟磁性が得られない。Ｔ群元素の添加量が８原子％を超えると、Ｔ群元素−Ｂ系又はＦｅ−Ｔ群元素系の化合物の生成傾向が大きくなり、良好な特性が得られない。よって、Ｔ群元素の添加範囲を２〜８原子％とした。
【００２１】
また、前記Ｔ群の添加元素の中でもＮｂとＭｏは、酸化物の生成自由エネルギーの絶対値が小さく、熱的に安定であり、製造時に酸化しずらいものである。よって、これらの元素を添加している場合は、製造条件が容易で安価に製造することができ、また、製造コストの面でも有利である。これらの元素を添加して前記軟磁性合金を製造する場合に、具体的には、溶湯を急冷する際に使用する坩堝のノズルの先端部に、不活性ガスを部分的に供給しつつ大気中で製造もしくは大気中の雰囲気で製造することができる。
【００２２】
Ｓｉ：ガラス形成能の向上に効果があり、また、軟磁気特性の改善にも効果がある。配合量は５原子％未満ではガラス形成能と軟磁気特性の向上に効果がないため好ましくない。また、１５原子％を超えると磁気特性が低下し、特に、磁化が低下するため好ましくない。より好ましいＳｉの含有量は７原子％〜１３原子％である。
【００２３】
Ｂ：ホウ素には本発明合金のガラス形成能を高める効果、及び前記熱処理工程において磁気特性に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えられ、このためホウ素添加は必須である。ホウ素の添加量が５原子％を下回る場合、粒界の非晶質相が不安定となるため、十分な添加効果が得られない。また、ホウ素の添加量が１５原子％を超えると、Ｂ−Ｔ群元素系及びＦｅ−Ｂ系において、ほう化物の生成傾向が強くなり、この結果、微細結晶組織を得るための熱処理条件が制約され、良好な軟磁気特性が得られなくなる。このように、適切な量のホウ素を添加することで析出する微細結晶相の平均結晶粒径を２０ｎｍ以下に調整することができる。より好ましいホウ素の含有量は９原子％〜１４原子％である。また、Ｓｉ＋Ｂにおいては、より好ましい含有量は１５原子％〜２５原子％である。
【００２４】
また、本来、α−Ｆｅに対してＺｒ、Ｈｆはほとんど固溶しないが、前記組成の合金の全体を急冷して非晶質化することで、ＺｒとＨｆを過飽和に固溶させ、この後に施す熱処理によりこれら元素の固溶量を調節して一部結晶化し、微細結晶相として析出させることで、得られる軟磁性合金の軟磁気特性を向上させ、合金の磁歪を小さくできる。
【００２５】
また、微結晶相を析出させ、その微結晶相の結晶粒の粗大化を抑制するには、結晶粒成長の障害となり得る非晶質相を粒界に残存させることが必要であると考えられる。さらに、この粒界非晶質相は、熱処理温度の上昇によってα−Ｆｅから排出されるＺｒ，Ｈｆ，Ｎｂ等のＴ群元素を固溶することで、軟磁性を劣化させるＦｅ−Ｍ群元素系化合物の生成を抑制すると考えられる。よってＦｅ−Ｚｒ（Ｈｆ）系の合金にホウ素を添加することが重要となる。
【００２６】
Ｃｕ：バルクガラス合金の形成に最適なホウ素含有量を減らして微量のＣｕを添加すると、ガラス形成能とともに結晶化モードが一段階から二段階に変化する。二段階の結晶化により残留するガラス相に埋め込まれたナノ結晶ｂｃｃ相が形成される。ナノ結晶ｂｃｃ合金は良好な軟磁性をもたらす。本発明においては、Ｃｕを０．０１原子％〜４原子％含むことが好ましい。添加量が０．０１原子％より少ないと前記の熱処理工程により優れた軟磁気特性を得ることが難しく、４原子％を超えると磁化が低下するため好ましくない。
【００２７】
本発明のＦｅ基非晶質軟磁性合金はガラス転移点Ｔｇを有し、このガラス転移点Ｔｇと結晶化開始温度Ｔｘとの差、すなわちΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（式中、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス転移点である）の式で表される過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘが、２０Ｋ以上であり、２５Ｋ以上とされていることが好ましい。また、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．５９以上、より好ましくは０．６１以上である。これらの条件を充たす組成物は、溶融状態から冷却するとき、結晶化することなく温度の低下に伴ってこの過冷却液体領域の温度幅ΔＴｘを経過した後に、ガラス転移点Ｔｇに至って非結晶質のいわゆる金属ガラス合金を形成する。
【００２８】
本発明の上記合金組成において、組成域からのずれにより、ガラス形成能が劣り、溶湯から凝固過程にかけて、結晶核が生成・成長し、ガラス相に結晶相が混在した組織になる。また、この組成範囲から大きく離れると、ガラス相が得られず、結晶相となる。
【００２９】
本発明の上記合金組成において、ガラス形成能が高いため、銅鋳型鋳造すると直径最大２ｍｍの金属ガラス丸棒が作製できるが、同様な冷却速度で、回転水中紡糸法により、直径０．５５ｍｍまでの細線、アトマイズ法により、直径０．６ｍｍまでの粒子の金属ガラスを作製できる。
【００３０】
それらバルク金属ガラス合金に上記熱処理工程を施すと、軟磁性バルクナノ結晶合金を得ることができる。なお、特に規定しない限り、以下に示す実施例では、５５０〜６５０℃の温度で１０分間保持後、水焼入れした後の磁気特性を示す。
【００３１】
本発明に係る合金は、後述する種々の組成を有し、体積分率でその組織の少なくとも４０％以上が、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の体心立方構造（ｂｃｃ構造）、より好ましくは平均結晶粒径２０ｎｍ以下の体心立方構造の微細なナノ結晶粒からなる結晶相と、その粒界に存在する粒界非晶質相とを主体としてなる組織を有する。ｂｃｃ微細結晶が多いほうが、飽和磁化は高くなる。一方、粒界相である残存アモルファス相は結晶粒成長を抑制する役割があり、一定の量を保つ必要があるので、微細な結晶粒からなる結晶相の割合の上限は体積分率で８５％程度が好ましい。
【００３２】
前記組成と組織を有する合金を製造するには、前記組成になるように合金原料を混合して溶解し合金溶湯を得た後、銅鋳型鋳造法を実施する。この銅鋳型鋳造法により非晶質状態のバルク状の試料を得ることができる。このバルク状試料を得たならば、試料に対し、５５０〜６７０℃で加熱した後に急冷、好ましくは水焼入れする熱処理を行う。もし、空冷や炉冷すると、熱量の発散が遅くなり、結晶粒が余熱により成長し、軟磁気特性に悪い影響を齎す。そこで、本発明は、水焼き入れの方法で、バルク材の熱を一気に奪うようにする。
【００３３】
この金属ガラス合金は熱処理によって第一、第二の２段階の発熱反応によって結晶化する。第一の段階は約１０ｎｍの結晶粒径を有するナノスケールのｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相の析出である。第二の段階は残留した非晶質相の（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｂ，（Ｆｅ，Ｃｏ）_２３Ｂ_６，（Ｆｅ，Ｃｏ）_３Ｓｉ及び（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｎｂ相への分解である。５５０℃未満の温度で熱処理すると、温度が低いため、析出したｂｃｃ結晶粒の含有量が少なく、飽和磁化は低下する。
【００３４】
一方、６７０℃を超える温度では、第二の発熱ピークの温度範囲に入るため、この温度範囲内で熱処理を施すと、ｂｃｃ結晶粒の他に、第二の発熱ピークによる（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｂ，（Ｆｅ，Ｃｏ）_２３Ｂ_６，（Ｆｅ，Ｃｏ）_３Ｓｉ及び（Ｆｅ，Ｃｏ）_２Ｎｂなど化合物が析出し、軟磁気特性に悪い影響を与え、保磁力が増大して透磁率が低下する。この熱処理温度は、より好ましくは、５８０〜６３０℃である。この熱処理により非晶質相の中に微細結晶相が析出して本発明に係る組織の合金薄帯を得ることができ、この熱処理によりバルク合金の軟磁気特性が向上する。
【００３５】
前記組成の軟磁性合金は、１．０〜１．８Ｔ（テスラ）程度の高い飽和磁束密度（Ｂｓ）を発揮し、保磁力（Ｈｃ）が１０Ａ／ｍ以下、０．５Ａ／ｍ以上、しかも、１ｋＨｚで１００００以上の高い透磁率（μｅ）を示すものとなる。また、組成によっては透磁率として１ｋＨｚで３０，０００〜６０，０００の優れた値を得ることができる。
【００３６】
【実施例】
実施例１〜１１、比較例１〜８
以下、実施例及び比較例に基づき本発明を具体的に図面を参照して説明する。表１に示すような組成になるように材料を調製し、銅鋳型鋳造法を実施し、バルク合金を得た。表１に、実施例１〜１１、比較例１〜８の合金組成及び示差走査熱量計を用いて測定したガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）を示す。また、試料中に含まれるガラス相の率（Ｖｆ−体積分率（Ｖｆ−ａｍｏ．）は、示差走査熱量計を用いて、結晶化による発熱量を完全ガラス化した単ロール型液体急冷法による薄帯との比較により評価した。また、熱処理後の平均結晶粒径およびナノ結晶粒の体積分率は透過電子顕微鏡観察結果から得られた。
【００３７】
得られたバルク金属ガラス合金を５５０〜６５０℃で１０分間加熱後、水焼入れを施して各軟磁性合金試料を得、これらの軟磁性合金試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び透磁率μｅ（１ｋＨｚ）はそれぞれ試料振動型磁力計（ＶＳＭ）、直流Ｂ−Ｈループトレーサー及びインピーダンスアナライザーにより測定した。また、各実施例及び比較例の鋳造塊のガラス化の確認及び熱処理後の組織観察をＸ線回折法及び透過電子顕微鏡観察で行った。それらの結果を表１にまとめて示す。また、表１に平均結晶粒径、ナノ結晶粒の体積分率を示す。
【００３８】
【表１】

【００３９】
本発明の実施例１〜１１は、ΔＴｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（ただし、Ｔｘは結晶化開始温度、Ｔｇはガラス遷移温度）の式で表される過冷却液体の温度間隔ΔＴｘは２７〜３７Ｋであり、また、換算ガラス化温度Ｔｇ／Ｔｌ（Ｔｇはガラス遷移温度、Ｔｌは液相線温度（いずれも絶対温度））が０．６１〜０．６３であるため、直径１ｍｍ〜２ｍｍの鋳造塊でガラス相の体積分率（Ｖｆ−ａｍｏ．）は１００％である。
【００４０】
それらバルク金属ガラス合金に上記の熱処理工程を施すと、平均結晶粒径３０ｎｍ以下の結晶粒が均一に析出し、ナノ結晶バルク材を得ることができる。
【００４１】
これに対して、比較例１、２はＣｏの含有量が３２ａｔ％を超えたため、ガラス遷移が現れず、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料は一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４２】
比較例３はＣｏが含有されないため、銅鋳型鋳造で０．５ｍｍのバルクアモルファス材しか作製できず、それ以上の直径では、結晶質であった。
比較例４はＣｕが含有されないため、直径１ｍｍのバルク金属ガラスは作製できるが、Ｃｕクラスタが存在しないため、熱処理後均一なナノ結晶組織は得られず、粗粒材であり、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４３】
比較例５の合金は、Ｔ群元素であるＮｂの含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｂの含有量が１６．５ａｔ％と高く、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料は一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４４】
比較例６の合金は、Ｔ群元素であるＮｂの含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｓｉの含有量が４ａｔ％と少なく、一方、Ｂの含有量が１９．５ａｔ％と高く、直径０．５ｍｍ鋳造棒で結晶質であった。それらの試料も一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４５】
比較例７、８の合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｕ元素の含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｔ群元素であるＮｂの含有量が少なすぎるか多すぎるので、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料も一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４６】
比較例９の合金は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｂ、Ｔ群元素の含有量は本発明の合金組成の範囲内であるが、Ｃｕ元素が５ａｔ％と多く、直径０．５ｍｍの鋳造棒で結晶質であった。その試料も一般の鋳造材であり、結晶粒径が大きく、軟磁気特性が悪い。さらに熱処理工程を加えると、結晶粒がさらに成長し、軟磁気特性を得ることが不可能である。
【００４７】
図１に、実施例１、３、４、５、６、７及び比較例１，２の示差走査熱量計（ＤＳＣ）の測定結果を示す。図１に示すように、キュリー温度（Ｔｃ）が現れた後、Ｃｏの含有量が３０ａｔ％までは、Ｃｕ元素の凝集（Ｔｐ）後、ガラス遷移Ｔｇが現れる一方、Ｃｏの含有量３５ａｔ％、４０ａｔ％の組成では、Ｃｕ元素の凝集後、ガラス遷移は現れなかった。
【００４８】
図２に、実施例１、３、４、５、６、７のバルクガラス合金の熱処理後のＸ線回折図形を示す。図２に示すように、熱処理後の試料は、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相のみが析出している。
【００４９】
図３に、その一例として、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルク合金における熱処理前後のＸ線回折図形を示す。図３に示すように、熱処理前の試料はアモルファス特有のハロー図形を示し、アモルファス構造を有することがわかる。一方、熱処理後の試料は、ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）相のみが析出したことがわかる。
【００５０】
図４に、上記熱処理後の試料の透過電子顕微鏡観察結果を示す。図４に示すように、均一に析出している直径約１０ｎｍ、体積分率約７５％の球状ｂｃｃ−（Ｆｅ，Ｃｏ）ナノ結晶及び結晶粒の間に残留した幅約２ｎｍのアモルファス相が観察され、バルクナノ結晶合金の作製が可能であることが確認された。
【００５１】
実施例１２
実施例３と同じ組成を有する溶融合金を通常のメルトスピン法で急冷凝固し、厚さ０．０３ｍｍ、幅２ｍｍのリボン材を作製し、実施例３と同じく水焼入れした。図５に、試料振動型磁力計を用いて測定した実施例３により得られた直径２ｍｍのバルクナノ結晶合金と本実施例のリボン材のＢ−Ｈヒステリシス曲線を示す。図５に示すように、バルクナノ結晶合金はリボン材と同じく、軟磁気特性を示している。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、実施例１、３、４、５、６、７及び比較例１、２の示差走査熱量計（ＤＳＣ）の測定結果を示すグラフである。
【図２】図２は、実施例１、３、４、５、６、７のバルクガラス合金の熱処理後のＸ線回折図形を示すグラフである。
【図３】図３は、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルク合金における熱処理前後のＸ線回折図形を示すグラフである。
【図４】図４は、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルク合金における熱処理後の試料の透過電子顕微鏡観察結果を示す図面代用写真である。
【図５】図５は、実施例３により得られた直径２ｍｍのバルクナノ結晶合金と実施例１２により得られたリボン材のＢ−Ｈヒステリシス曲線を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an Fe-based soft magnetic bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy having excellent soft magnetic properties that can be used for a core material such as a magnetic head, a transformer, and a choke coil.
[0002]
[Prior art]
In general, the characteristics required for a soft magnetic alloy used in the core of a magnetic head, the magnetic core of a pulse motor, or a transformer or choke coil are high saturation magnetic flux density, high permeability, and low coercivity. That is, it is easy to obtain a thin shape. Therefore, in the development of soft magnetic alloys, material research has been conducted in various alloy systems from these viewpoints. Conventionally, crystalline alloys such as Sendust, Permalloy, and silicon steel have been used as materials for the aforementioned applications.
[0003]
Although the above sendust is excellent in soft magnetic properties, it has a drawback that the saturation magnetic flux density is as low as about 1.1 T. Similarly, permalloy also has a saturation magnetic flux density of about 0.8 T in an alloy composition excellent in soft magnetic properties. Although silicon steel has a high saturation magnetic flux density, silicon steel has a disadvantage inferior in soft magnetic properties.
[0004]
Recently, Fe-based and Co-based amorphous alloys have been used.
A Co-based amorphous alloy is excellent in soft magnetic properties, but has a saturation magnetic flux density of about 1 T, which is insufficient. In addition, an amorphous alloy such as Fe-BM (M = Ti, Zr, Hf, Nb, V, Ta, Mo, W) manufactured by a liquid quenching method has a high saturation magnetic flux density, and 1.5 T Or more than that, but soft magnetic properties tend to be insufficient. Furthermore, the thermal stability of amorphous alloys is not sufficient and there are unsolved aspects. From the above, it is difficult for conventional materials to have both high saturation magnetic flux density and excellent soft magnetic properties.
[0005]
Therefore, a method for producing a soft magnetic ribbon is known in which an amorphous ribbon is added to an Fe-based alloy by adding an amorphizing element and Cu, and this is heat-treated to partially crystallize (patent) Literature 1-8). The alloys of the inventions according to these patent applications are a mixture of an amorphous phase and a fine crystal phase, and have excellent soft magnetic properties, high saturation magnetic flux density, and high hardness.
[0006]
These Fe-based soft magnetic nanocrystal alloys are realized by crystallizing an amorphous alloy produced by a liquid quenching method. Therefore, the size of the sample depends on the dimensions of the amorphous alloy produced by liquid quenching. That is, since the conventional Fe-based amorphous alloy has low amorphous forming ability, the shape of the obtained sample is limited to a ribbon, a thin film, a powder, and a wire, and a bulk sample cannot be produced. For this reason, the electromagnetic conversion apparatus using such a material is expensive and not widely used.
[0007]
In 1995, the present inventors first developed an Fe-based soft magnetic bulk glass alloy having a composition composed of Fe—Al—Ga—P—C—B by a copper mold casting method. Subsequently, Fe- (Nb, Cr, Mo)-(Al, Ga)-(P, C, B), Fe- (Nb, Cr, Mo)-(P, C, B), Fe-Co-Ga. -(P, C, B), Fe-Ga- (P, C, B), Fe- (Nb, Cr, Mo) -Ga- (P, C, B), Fe- (Zr, Hf, Nb) Fe-based soft magnetic bulk glass alloys such as -B, Fe- (Cr, Mo) -CB, and Fe-B-Si-Nb have been developed (for example, Patent Documents 9 to 19 and Non-Patent Document 1).
[0008]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Application No. 62-317189 (Japanese Patent Publication No. 4-4393)
[Patent Document 2]
Japanese Patent Application No. 4-335524 (Japanese Patent Laid-Open No. 7-11396)
[Patent Document 3]
Japanese Patent Application No. 3-42051 (Japanese Patent Laid-Open No. 280949)
[Patent Document 4]
Japanese Patent Application No. 3-360321 (Japanese Patent Laid-Open No. 6-17204, Japanese Patent No. 3357386)
[Patent Document 5]
Japanese Patent Application No. 3-22791 (Japanese Patent Laid-Open No. 5-93249, Japanese Patent No. 2857257)
[Patent Document 6]
Japanese Patent Application No. 9-124803 (Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-60607, Japanese Patent No. 33159936)
[Patent Document 7]
Japanese Patent Application No. 7-18291 (Japanese Patent Laid-Open No. 7-258728)
[Patent Document 8]
Japanese Patent Application No. 7-166579 (Japanese Patent Laid-Open No. 9-20965)
[Patent Document 9]
Japanese Patent Application No. 8-243756 (Japanese Patent Laid-Open No. 9-320827)
[Patent Document 10]
Japanese Patent Application No. 9-35342 (Japanese Patent Laid-Open No. 10-226856)
[Patent Document 11]
Japanese Patent Application No. 9-235277 (Japanese Patent Laid-Open No. 11-71647)
[Patent Document 12]
Japanese Patent Application No. 10-11798 (Japanese Patent Laid-Open No. 11-131199)
[Patent Document 13]
Japanese Patent Application No. 11-60912 (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-256812)
[Patent Document 14]
(Japanese Patent Laid-Open No. 2001-152301)
[Patent Document 15]
Japanese Patent Application No. 2000-79055 (Japanese Patent Laid-Open No. 2001-262292)
[Patent Document 16]
Japanese Patent Application No. 2000-289491 (Japanese Patent Laid-Open No. 2001-316682)
[Patent Document 17]
Japanese Patent Application No. 2000-293576 (Japanese Patent Laid-Open No. 2002-105607)
[Patent Document 18]
Japanese Patent Application No. 2000-391567 (Japanese Patent Laid-Open No. 2002-194514)
[Patent Document 19]
Japanese Patent Application No. 2001-197157 (Japanese Patent Laid-Open No. 2002-226955)
[Non-Patent Document 1]
A. Inoue and B.M. L. Shen, Mater. Trans. 43,766 (2002)
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
In order to cope with the downsizing and high performance of electronic and electrical equipment, higher performance soft magnetic alloy materials are desired. If it becomes possible to increase the degree of freedom in shape while maintaining excellent soft magnetic properties in bulk metal glass that replaces conventional amorphous ribbons, the application field of amorphous or nanocrystalline soft magnetic metals will expand dramatically. As a result, energy saving, resource saving and global warming countermeasures can be expected. The present invention has been made in the context of the above circumstances, and is an Fe-based soft magnetic alloy that has superior soft magnetic properties and is easy to produce a bulk sample in an Fe-Si-B bulk metal glass alloy. The purpose is to provide.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
As a result of exploring various alloy compositions for the purpose of solving the above-mentioned problems, the present inventors have found (Fe _1-a M _a ) _100-x-yz-w Si _x B _y Cu _z T _w (However, M is either Co or Ni, or both, and 0.05 ≦ a ≦ 0.36, T is selected from at least Nb, Zr, Ta, W, Mo, Hf, and Ti. 1 element and 2 ≦ w ≦ 8 (atomic%), 5 ≦ x ≦ 15 (atomic%), 5 ≦ y ≦ 15 (atomic%), 0.01 ≦ z ≦ 4 (atomic%) In a certain alloy, an alloy composition having a clear glass transition and a wide supercooled liquid region and a higher glass forming ability was found. Furthermore, these bulk metallic glass alloys obtained by the copper mold casting method are crystallized to obtain an Fe-based bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy exhibiting excellent soft magnetic properties, which led to the completion of the present invention. It was. In this specification, “bulk” refers to an alloy having a diameter or thickness of 0.75 mm or more.
[0011]
In the above alloy composition, a metallic glass alloy having a diameter or thickness of 1 mm to 2 mm can be produced by a copper mold casting method. Unlike conventional metallic glass alloys, these metallic glass alloys contain Cu elements, and as a result of measurement with a differential scanning calorimeter (DSC), an aggregation Tp of Cu clusters appears before showing the glass transition Tg. These Cu clusters are uniformly dispersed as crystal nuclei, and when heat treatment is applied, nanocrystals can be uniformly deposited.
[0012]
The temperature interval ΔTx of the supercooled liquid expressed by the equation ΔTx = Tx−Tg (where Tx is the crystallization start temperature and Tg is the glass transition temperature) of the produced metal glass is 20K or more, preferably 25K or more. The vitrification temperature Tg / Tl (Tg is the glass transition temperature and Tl is the liquidus temperature (both absolute temperatures)) is 0.59 or more, preferably 0.61 or more.
[0013]
By crystallizing the above bulk metal glass alloy by heat treatment, fine bcc crystal which is a solid solution of Fe, Co and / or Ni having an average crystal grain size of 30 nm or less and a volume fraction of crystal grains of about 40 to 85%. It is possible to produce a microcrystalline alloy mainly composed of two phases, a nanocrystalline phase consisting of grains and a grain boundary amorphous phase present at the grain boundary of bcc grains, that is, a bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy. .
[0014]
Further, this bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy has a saturation magnetic flux density (Bs) of 1 T or more, a coercive force (Hc) of 10 A / m or less, and a permeability (me) at 1 KHz of 10,000 or more. A soft magnetic alloy having soft magnetic properties.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, an embodiment of the present invention will be described. The above alloy composition of the present invention basically comprises the following six elements. Fe: Element to be the basis of soft magnetic bulk nanocrystal alloy, M group element: one or two of Co, Ni, T group element: Nb, Zr, Ta, W, Mo, Hf and Ti At least one element, Si: silicon, B: boron, Cu: copper.
[0016]
The composition ratio of these elements is within the range of 3 atomic% to 32 atomic% for the M group element (one or two of Co and Ni), and within the range of 2 atomic% to 8 atomic% for the T group element. Si is in the range of 5 atomic% to 15 atomic%, B is also in the range of 5 atomic% to 15 atomic%, and Cu is in the range of 0.01 atomic% to 4 atomic%. .
[0017]
The Fe-based bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy of the present invention was realized by crystallizing an Fe-based bulk metallic glass alloy produced by a copper mold casting method. Therefore, the size of the sample depends on the glass forming ability of the alloy. In this Fe-based bulk metallic glass alloy, each of the above element groups integrally forms an amorphous alloy, but each element group is considered to contribute to the following characteristics.
[0018]
Fe: It becomes the basis of the alloy and bears magnetism.
Group M element: This is also an element responsible for magnetism, but in particular, when Co and / or Ni is blended in an amount of 5 atomic% or more, the temperature range ΔTx of the supercooled liquid region showing the glass forming ability increases, and the glass state It becomes easy to obtain. However, if it exceeds 32 atomic%, the temperature width ΔTx of the supercooled liquid region decreases, which is not preferable. More preferably, the M group element is 7.5 atom% to 20 atom%.
[0019]
Thus, when a part of Fe is replaced by Co or Ni, not only the glass forming ability of the alloy is improved, but also the bcc- (Fe, Co) phase and / or bcc- (Fe, Ni) is precipitated. Also, the induced magnetic anisotropy of the alloy is increased. This induced magnetic anisotropy can maintain the soft magnetic properties of the alloy in the high frequency region. As the M group element increases, the glass transition temperature increases and the supercooled liquid temperature range slightly decreases. By substituting Fe with the optimum amount of Co and / or Ni, the glass forming ability by the copper mold casting method can be increased, and the nanocrystalline bcc bulk alloy obtained by subsequent heat treatment can replace Co and / or Ni. Soft magnetism is improved as compared with an Fe-B-Si-Nb-Cu alloy that is not contained.
[0020]
T group element: has an effect of expanding the temperature range ΔTx of the supercooled liquid region, and has an effect of facilitating formation of an amorphous state. In the Fe-based soft magnetic alloy of the present invention, the T group element is a relatively slow diffusing species, and the addition of the T group element is considered to have the effect of reducing the growth rate of fine crystal nuclei. Indispensable for miniaturization. However, when the added amount of the T group element is less than 2 atomic%, the effect of reducing the nucleus growth rate is lost. As a result, the crystal grain size becomes coarse and good soft magnetism cannot be obtained. When the added amount of the T group element exceeds 8 atomic%, the tendency of generation of a T group element-B-based or Fe-T group element-based compound increases, and good characteristics cannot be obtained. Therefore, the addition range of the T group element is set to 2 to 8 atomic%.
[0021]
Among the additive elements of the T group, Nb and Mo have a small absolute value of free energy of formation of oxides, are thermally stable, and are difficult to oxidize during production. Therefore, when these elements are added, the production conditions are easy and the production can be performed at low cost, and the production cost is advantageous. When these elements are added to produce the soft magnetic alloy, specifically, in the atmosphere while supplying an inert gas partially to the tip of the crucible nozzle used when quenching the molten metal. Or can be produced in an atmosphere in the air.
[0022]
Si: Effective for improving glass forming ability, and also effective for improving soft magnetic properties. If the blending amount is less than 5 atomic%, it is not preferable because the glass forming ability and soft magnetic properties are not improved. On the other hand, if it exceeds 15 atomic%, the magnetic properties are lowered, and in particular, the magnetization is lowered. A more preferable Si content is 7 atomic% to 13 atomic%.
[0023]
B: Boron is considered to have an effect of enhancing the glass forming ability of the alloy of the present invention and an effect of suppressing the formation of a compound phase that adversely affects the magnetic properties in the heat treatment step, and therefore boron addition is essential. When the amount of boron added is less than 5 atomic%, the amorphous phase at the grain boundary becomes unstable, so that a sufficient addition effect cannot be obtained. Further, when the amount of boron added exceeds 15 atomic%, the tendency to form borides increases in the BT group element system and the Fe-B system. As a result, the heat treatment conditions for obtaining a fine crystal structure are limited. As a result, good soft magnetic properties cannot be obtained. Thus, the average crystal grain size of the fine crystal phase to be precipitated can be adjusted to 20 nm or less by adding an appropriate amount of boron. A more preferable boron content is 9 atomic% to 14 atomic%. Moreover, in Si + B, more preferable content is 15 atomic%-25 atomic%.
[0024]
Originally, Zr and Hf hardly dissolve in α-Fe, but Zr and Hf are supersaturated and solidified by rapidly cooling the entire alloy having the above composition to make it amorphous. By adjusting the solid solution amount of these elements by heat treatment to be partially crystallized and precipitated as a fine crystal phase, the soft magnetic properties of the obtained soft magnetic alloy can be improved, and the magnetostriction of the alloy can be reduced.
[0025]
In order to precipitate the microcrystalline phase and suppress the coarsening of the crystal grains of the microcrystalline phase, it is considered necessary to leave an amorphous phase that can hinder crystal grain growth at the grain boundary. . Furthermore, this grain boundary amorphous phase is a Fe-M group element that degrades soft magnetism by dissolving T group elements such as Zr, Hf, Nb, etc. discharged from α-Fe by increasing the heat treatment temperature. It is thought to suppress the formation of a series compound. Therefore, it is important to add boron to the Fe—Zr (Hf) alloy.
[0026]
Cu: When the boron content optimum for the formation of a bulk glass alloy is reduced and a small amount of Cu is added, the crystallization mode changes from one stage to two stages together with the glass forming ability. A two-step crystallization forms a nanocrystalline bcc phase embedded in the remaining glass phase. Nanocrystalline bcc alloys provide good soft magnetism. In this invention, it is preferable to contain 0.01 atomic%-4 atomic% of Cu. If the addition amount is less than 0.01 atomic%, it is difficult to obtain excellent soft magnetic properties by the heat treatment step, and if it exceeds 4 atomic%, the magnetization decreases, which is not preferable.
[0027]
The Fe-based amorphous soft magnetic alloy of the present invention has a glass transition point Tg, and the difference between this glass transition point Tg and the crystallization start temperature Tx, that is, ΔTx = Tx−Tg (where Tx is the start of crystallization). The temperature width ΔTx of the supercooled liquid region represented by the formula of temperature and Tg is a glass transition point is preferably 20K or more and preferably 25K or more. Moreover, conversion vitrification temperature Tg / Tl (Tg is glass transition temperature, Tl is liquidus temperature (all are absolute temperature)) is 0.59 or more, More preferably, it is 0.61 or more. When the composition satisfying these conditions is cooled from the molten state, the composition reaches the glass transition point Tg after passing through the temperature range ΔTx of the supercooled liquid region as the temperature decreases without being crystallized. The so-called metallic glass alloy is formed.
[0028]
In the above alloy composition of the present invention, due to deviation from the composition range, the glass forming ability is inferior, crystal nuclei are generated and grown from the molten metal to the solidification process, and the glass phase has a mixed crystal phase. Moreover, if it leaves | separates greatly from this composition range, a glass phase will not be obtained but will become a crystal phase.
[0029]
In the above alloy composition of the present invention, since the glass forming ability is high, a metal glass round bar having a maximum diameter of 2 mm can be produced by casting with a copper mold, but with a similar cooling rate, a diameter of up to 0.55 mm can be obtained by the rotating underwater spinning method. Metallic glass having a particle diameter of up to 0.6 mm can be produced by a fine wire or an atomizing method.
[0030]
When these heat treatment steps are applied to these bulk metallic glass alloys, soft magnetic bulk nanocrystalline alloys can be obtained. Unless otherwise specified, the following examples show the magnetic properties after holding at a temperature of 550 to 650 ° C. for 10 minutes and then water quenching.
[0031]
The alloy according to the present invention has various compositions described later, and at least 40% or more of the structure in volume fraction is a body-centered cubic structure (bcc structure) having an average crystal grain size of 30 nm or less, more preferably an average crystal. It has a structure mainly composed of a crystal phase composed of fine nanocrystal grains having a body-centered cubic structure with a particle size of 20 nm or less and a grain boundary amorphous phase existing at the grain boundary. The more bcc fine crystals, the higher the saturation magnetization. On the other hand, the remaining amorphous phase, which is a grain boundary phase, has a role of suppressing crystal grain growth and needs to be maintained at a certain amount. Therefore, the upper limit of the ratio of crystal phases composed of fine crystal grains is 85% in volume fraction. The degree is preferred.
[0032]
In order to manufacture an alloy having the above composition and structure, an alloy raw material is mixed and melted to obtain the above composition to obtain a molten alloy, and then a copper mold casting method is performed. By this copper mold casting method, an amorphous bulk sample can be obtained. Once this bulk sample is obtained, the sample is heated at 550 to 670 ° C. and then rapidly cooled, preferably water-quenched. If air-cooled or furnace-cooled, the heat dissipation is delayed, and the crystal grains grow due to residual heat, adversely affecting the soft magnetic properties. Therefore, the present invention takes away the heat of the bulk material at once by the water quenching method.
[0033]
This metallic glass alloy is crystallized by an exothermic reaction in the first and second stages by heat treatment. The first stage is the precipitation of nanoscale bcc- (Fe, Co) phase with a crystal grain size of about 10 nm. The second stage is the remaining amorphous phase (Fe, Co) ₂ B, (Fe, Co) ₂₃ B ₆ , (Fe, Co) ₃ Si and (Fe, Co) ₂ Decomposition into Nb phase. When heat treatment is performed at a temperature lower than 550 ° C., the temperature is low, so the content of precipitated bcc crystal grains is small, and the saturation magnetization is lowered.
[0034]
On the other hand, the temperature exceeding 670 ° C. falls within the temperature range of the second exothermic peak. Therefore, when heat treatment is performed within this temperature range, (Fe, Co) due to the second exothermic peak in addition to the bcc crystal grains. ₂ B, (Fe, Co) ₂₃ B ₆ , (Fe, Co) ₃ Si and (Fe, Co) ₂ A compound such as Nb precipitates, adversely affects the soft magnetic properties, increases the coercive force, and decreases the magnetic permeability. This heat treatment temperature is more preferably 580 to 630 ° C. By this heat treatment, a fine crystalline phase is precipitated in the amorphous phase to obtain an alloy ribbon having a structure according to the present invention, and the soft magnetic properties of the bulk alloy are improved by this heat treatment.
[0035]
The soft magnetic alloy having the above composition exhibits a high saturation magnetic flux density (Bs) of about 1.0 to 1.8 T (Tesla), a coercive force (Hc) of 10 A / m or less, 0.5 A / m or more, It shows a high magnetic permeability (μe) of 10,000 or more at 1 kHz. Further, depending on the composition, an excellent value of 30,000 to 60,000 can be obtained at 1 kHz as the magnetic permeability.
[0036]
【Example】
Examples 1-11, Comparative Examples 1-8
Hereinafter, the present invention will be specifically described with reference to the drawings based on examples and comparative examples. Materials were prepared so as to have a composition as shown in Table 1, and a copper mold casting method was performed to obtain a bulk alloy. Table 1 shows the alloy compositions of Examples 1 to 11 and Comparative Examples 1 to 8 and the glass transition temperature (Tg) and crystallization start temperature (Tx) measured using a differential scanning calorimeter. Further, the rate of the glass phase contained in the sample (Vf-volume fraction (Vf-amo.)) Was determined by a single-roll liquid quenching method in which the calorific value due to crystallization was completely vitrified using a differential scanning calorimeter. The average crystal grain size after heat treatment and the volume fraction of nanocrystal grains were obtained from the results of transmission electron microscope observation.
[0037]
The obtained bulk metallic glass alloy was heated at 550 to 650 ° C. for 10 minutes and then subjected to water quenching to obtain each soft magnetic alloy sample. The saturation magnetic flux density (Bs) and coercive force (Hc) of these soft magnetic alloy samples. And permeability μe (1 kHz) were measured by a sample vibration magnetometer (VSM), a direct current BH loop tracer, and an impedance analyzer, respectively. Moreover, confirmation of vitrification of the cast ingot of each Example and a comparative example and the structure | tissue observation after heat processing were performed by the X ray diffraction method and the transmission electron microscope observation. The results are summarized in Table 1. Table 1 shows the average crystal grain size and the volume fraction of nanocrystal grains.
[0038]
[Table 1]

[0039]
In Examples 1 to 11 of the present invention, the temperature interval ΔTx of the supercooled liquid expressed by the equation of ΔTx = Tx−Tg (where Tx is the crystallization start temperature and Tg is the glass transition temperature) is 27 to 37K. Moreover, since the conversion vitrification temperature Tg / Tl (Tg is a glass transition temperature and Tl is a liquidus temperature (both absolute temperature)) is 0.61 to 0.63, it is a cast ingot having a diameter of 1 mm to 2 mm. The volume fraction (Vf-amo.) Of the glass phase is 100%.
[0040]
When these heat treatment steps are applied to these bulk metallic glass alloys, crystal grains having an average crystal grain size of 30 nm or less are uniformly precipitated, and a nanocrystalline bulk material can be obtained.
[0041]
On the other hand, in Comparative Examples 1 and 2, since the Co content exceeded 32 at%, glass transition did not appear, and the cast rod having a diameter of 0.5 mm was crystalline. The sample is a general cast material, has a large crystal grain size and poor soft magnetic properties. When a further heat treatment step is added, crystal grains grow further and it is impossible to obtain soft magnetic properties.
[0042]
Since Comparative Example 3 did not contain Co, only a 0.5 mm bulk amorphous material could be produced by copper mold casting, and it was crystalline at a diameter larger than that.
Since Comparative Example 4 does not contain Cu, a bulk metallic glass with a diameter of 1 mm can be produced. However, since there is no Cu cluster, a uniform nanocrystalline structure cannot be obtained after heat treatment, and it is a coarse material and has soft magnetic properties. It is impossible to get.
[0043]
In the alloy of Comparative Example 5, the content of Nb, which is a T group element, is within the range of the alloy composition of the present invention, but the content of B is as high as 16.5 at% and crystallized with a casting rod having a diameter of 0.5 mm. It was quality. The sample is a general cast material, has a large crystal grain size and poor soft magnetic properties. When a further heat treatment step is added, crystal grains grow further and it is impossible to obtain soft magnetic properties.
[0044]
In the alloy of Comparative Example 6, the content of Nb that is a T group element is within the range of the alloy composition of the present invention, but the Si content is as low as 4 at%, while the B content is 19.5 at%. It was high and was crystalline with a 0.5 mm diameter casting rod. These samples are also general casting materials, have a large crystal grain size and poor soft magnetic properties. When a further heat treatment step is added, crystal grains grow further and it is impossible to obtain soft magnetic properties.
[0045]
In the alloys of Comparative Examples 7 and 8, the content of Fe, Co, Si, B, and Cu elements is within the range of the alloy composition of the present invention, but the content of Nb that is a T group element is too small or too large. Therefore, it was crystalline with a cast rod having a diameter of 0.5 mm. The sample is also a general cast material, has a large crystal grain size and poor soft magnetic properties. When a further heat treatment step is added, crystal grains further grow and it is impossible to obtain soft magnetic properties.
[0046]
In the alloy of Comparative Example 9, the content of the Fe, Co, Si, B, and T group elements is within the range of the alloy composition of the present invention, but the Cu element is as high as 5 at%, and the cast rod has a diameter of 0.5 mm. It was crystalline. The sample is also a general cast material, has a large crystal grain size and poor soft magnetic properties. When a further heat treatment step is added, crystal grains grow further and it is impossible to obtain soft magnetic properties.
[0047]
In FIG. 1, the measurement result of the differential scanning calorimeter (DSC) of Examples 1, 3, 4, 5, 6, 7 and Comparative Examples 1 and 2 is shown. As shown in FIG. 1, after the Curie temperature (Tc) appears, until the Co content reaches 30 at%, the glass transition Tg appears after the aggregation of Cu element (Tp), while the Co content 35 at%, With a composition of 40 at%, no glass transition appeared after aggregation of Cu element.
[0048]
FIG. 2 shows an X-ray diffraction pattern after heat treatment of the bulk glass alloys of Examples 1, 3, 4, 5, 6, and 7. As shown in FIG. 2, in the sample after the heat treatment, only the bcc- (Fe, Co) phase is precipitated.
[0049]
FIG. 3 shows, as an example, X-ray diffraction patterns before and after heat treatment in a bulk alloy having a diameter of 2 mm obtained in Example 3. As shown in FIG. 3, it can be seen that the sample before the heat treatment has an amorphous halo pattern and has an amorphous structure. On the other hand, in the sample after the heat treatment, it can be seen that only the bcc- (Fe, Co) phase was precipitated.
[0050]
In FIG. 4, the transmission electron microscope observation result of the sample after the said heat processing is shown. As shown in FIG. 4, a spherical bcc- (Fe, Co) nanocrystal having a diameter of about 10 nm and a volume fraction of about 75% uniformly precipitated and an amorphous phase having a width of about 2 nm remaining between the crystal grains are observed. It was confirmed that a bulk nanocrystalline alloy can be produced.
[0051]
Example 12
A molten alloy having the same composition as in Example 3 was rapidly solidified by an ordinary melt spin method to produce a ribbon material having a thickness of 0.03 mm and a width of 2 mm, and water quenching was performed as in Example 3. FIG. 5 shows BH hysteresis curves of a bulk nanocrystal alloy having a diameter of 2 mm obtained by Example 3 and a ribbon material of this example, measured using a sample vibration type magnetometer. As shown in FIG. 5, the bulk nanocrystalline alloy shows soft magnetic properties like the ribbon material.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing measurement results of differential scanning calorimeters (DSC) of Examples 1, 3, 4, 5, 6, 7 and Comparative Examples 1 and 2. FIG.
FIG. 2 is a graph showing an X-ray diffraction pattern after heat treatment of bulk glass alloys of Examples 1, 3, 4, 5, 6, and 7.
3 is a graph showing X-ray diffraction patterns before and after heat treatment in a bulk alloy having a diameter of 2 mm obtained in Example 3. FIG.
4 is a drawing-substituting photograph showing a result of observation by a transmission electron microscope of a sample after heat treatment in a bulk alloy having a diameter of 2 mm obtained in Example 3. FIG.
5 is a graph showing BH hysteresis curves of a bulk nanocrystal alloy with a diameter of 2 mm obtained in Example 3 and a ribbon material obtained in Example 12. FIG.

Claims

_{_{_{(Fe 1-a M a)}}} 100-x-y-z-w Si x B y Cu z T w ( however, M is Co, either Ni, or is both, and 0.05 ≦ a ≦ 0.36, T is at least one element selected from Nb, Zr, Ta, W, Mo, Hf and Ti, and 2 ≦ w ≦ 8 (atomic%), 5 ≦ x ≦ 15 (atomic %), 5 ≦ y ≦ 15 (atomic%), 0.01 ≦ z ≦ 4 (atomic%)), and ΔTx = Tx−Tg (where Tx is the crystallization start temperature and Tg is the glass transition) The temperature interval ΔTx of the supercooled liquid represented by the equation of (temperature) is 20K or more, and the converted vitrification temperature Tg / Tl (Tg is the glass transition temperature and Tl is the liquidus temperature (both are absolute temperatures)) is 0. A bulk metallic glass alloy that is 59 or more is crystallized to form a solid solution of Fe, Co and / or Ni. The nanocrystal phase composed of fine bcc crystal grains and the grain boundary amorphous phase existing at the grain boundary of the bcc crystal grains are formed, the average crystal grain size is 30 nm or less, and the volume fraction is 40 to 85 in volume fraction. % Fe-based soft magnetic bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy, characterized in that% is nanocrystal.

The saturation magnetic flux density (Bs) is 1 T or more and 1.8 T or less, the coercive force (Hc) is 10 A / m or less, 0.5 A / m or more, and the magnetic permeability (μe) at 1 KHz is 10,000 or more and 60,000 or less. The Fe-based soft magnetic bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy according to claim 1, wherein

A cast ingot having a diameter or thickness of 0.75 mm or more and a glass phase volume fraction of 100% is manufactured by a copper mold casting method, and this is heated in a temperature range of 550 to 670 ° C. and then rapidly cooled. The method for producing an Fe-based soft magnetic bulk amorphous / nanocrystalline two-phase alloy according to claim 1 or 2.