JP2710938B2 - 高飽和磁束密度軟磁性合金 - Google Patents
高飽和磁束密度軟磁性合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、各種トランス，チョークコイル，磁気ヘッ
ド等に用いられる軟磁性合金に関するものであり、特に
高飽和磁束密度で高周波磁気特性に優れた軟磁性合金に
関するものである。 〔従来の技術〕 各種トランス，チョークコイル，磁気ヘッド等に用い
られる軟磁性合金としては、ケイ素鋼,Fe−Al−Si合
金，パーマロイ等が使用されている。最近ではアモルフ
ァス合金も使用されるようになってきている。 これらの用途に対しては飽和磁束密度が高い合金が好
まれ使用されている。この理由は、トランスやチョーク
コイルの場合磁心を小型化することができるためであ
り、磁気ヘッドの場合は高保磁力記録媒体にも記録する
ことが可能となり、高密度磁気記録が可能となるためで
ある。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、ケイ素鋼は飽和磁束密度は高いが軟磁気特性
等に高周波磁気特性に劣る欠点があり、Fe−Al−Si合金
は飽和磁束密度が約11KGと低い欠点がある。また、パー
マロイ合金も同様に軟磁気特性に優れた80at％Niパーマ
ロイ合金は飽和磁束密度が約8KGと低い欠点がある。 Co基アモルファス合金はひじょうに優れた軟磁気特性
を示すため各種用途に使用されているが、飽和磁束密度
は通常10KG以下であり十分でない。 一方、Fe基アモルファス合金は飽和磁束密度は15KGあ
るいはそれ以上のものが得られるがCo基アモルファス合
金に比べるとかなり軟磁気特性が劣っている上に磁歪が
著しく大きいという欠点がある。 〔問題点を解決するための手段〕 上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はFe−Si
−Ｂを基本成分とする合金にCuとNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及び
Moからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素とを複
合添加することにより、組織の大半が微細結晶粒からな
る軟磁気特性に優れたFe基軟磁性合金が得られかつ高飽
和磁束密度の合金となることを発見し、本発明に想到し
た。 すなわち、本発明の高飽和磁束密度軟磁性合金は 一般式： （Fe1-aCoa）100−ｘ−ｙ−ｚ−αCuxSiyBzM′α （原子％） （ただし、ＭはNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から
選ばれた少なくとも１種の元素であり、０≦ａ≦0.3,0.
1≦ｘ≦3,0≦ｙ≦6,4≦ｚ≦17,10≦ｙ＋ｚ≦20,0.1≦α
≦５を満たす。）により表される組成を有し、組織の少
なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最
大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下の平均粒径を
有することを特徴とする。 本発明において、Cuは必須元素であり、その含有量ｘ
は0.1〜３原子％の範囲である。0.1原子％より少ないと
Cu添加によるコア損失低下、透磁率上昇の効果がほとん
どなく、一方３原子％より多いと透磁率が劣化しやすく
なる。また本発明において特に好ましいCuの含有量ｘは
0.5〜２原子％であり、この範囲ではコア損失が特に小
さく、透磁率も高いものが得られる。 本発明の軟磁性合金は、前記組成の非晶質合金を溶湯
から急冷することにより得る工程、あるいはスパッター
法，蒸着法等の気相急冷法による得る工程と、これを加
熱し微細な結晶粒を形成する熱処理工程に依って通常得
ることができる。 Cuによるコア損失低下，透磁率上昇作用の原因は明ら
かではないが次のように考えられる。 CuとFeの相互作用パラメータは正であり、固溶度が低
くく分離する傾向があるため非晶質状態の合金を加熱す
るとFe原子同志またはCu原子またはCu原子同志が寄り集
まり、クラスターを形成し組成ゆらぎが生じる。このた
め部分的に結晶化しやすい領域が多数でき、そこを核と
した微細な結晶粒が生成される。この結晶はFeを主成分
とするものであり、FeとCuの固溶度はほとんどないため
結晶化によりCuは微細結晶粒の周囲にはき出され、結晶
粒周辺のCu濃度が高くなる。このため結晶粒は成長しに
くいと考えられる。 Cu添加により結晶核が多数できることと、結晶粒が成
長しにくいため結晶微細化が起こると考えられるが、こ
の作用はNb,Ta,W,Mo,Zr,Hf,Ti等の存在により特に著し
く強められると考えられる。 Nb,Ta,W,Mo,Zr,Hf,Ti等が存在しない場合は結晶粒は
あまり微細化されず軟磁気特性も悪い。 また本合金はFeを主成分とする微細結晶相が生ずるた
めFe基非晶質合金に比べ磁歪が小さくなっており、磁歪
が小さくなることにより、内部応力−歪による磁気異方
性が小さくなることも軟磁気特性が改善される理由の１
つと考えられる。 Cuを添加しない場合は結晶粒は微細化されにくく、化
合物相が形成しやすいため結晶化により磁気特性は劣化
する。 Si及びＢは合金の微細化および磁歪調整に有用な元素
である。本発明の合金は、好ましくは、一旦Si,B添加効
果により非晶質合金とした後で、熱処理により微細結晶
粒を形成することにより得られる。Si含有量ｙの限定理
由は、ｙが６原子％を超えると飽和磁束密度の低下が著
しくなり14KG以上の飽和磁束密度が得にくくなるためで
ある。Ｂの含有量ｚの限定理由は、ｚが４原子％未満で
は均一な結晶粒組織が得にくく軟磁気特性が劣化し好ま
しくなく、ｚが17原子％を超えると軟磁気特性が劣化し
やすくなり飽和磁束密度も14KG以下となり高飽和磁束密
度が得にくいためである。SiとＢの総和量ｙ＋ｚの値に
関しては、ｙ＋ｚが10原子％未満では非晶質化が困難に
なり磁気特性が劣化し好ましくなく、一方、ｙ＋ｚが23
原子％を越えると飽和磁束密度の低下および軟磁気特性
の劣化があるためである。より好ましいＢ含有量の範囲
は、10≦ｚ≦15,12≦ｙ＋ｚ≦18であり、この範囲では1
5KG以上の高飽和磁束密度で軟磁気特性に優れた合金が
得られやすい。 特に好ましくは０≦ｙ≦5,12≦ｚ≦16,10≦ｙ＋ｚ≦1
4であり、この範囲では特に高飽和磁束密度合金が得ら
れやすい。 本発明においてＭ′はCuとの複合添加により析出する
結晶粒を微細化する作用を有するものであり、Nb,W,Ta,
Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれた少なくとも１種
の元素である。Nb等は合金の結晶化温度を上昇させる作
用を有するが、クラスターを形成し結晶化温度を低下さ
せる作用を有するCuとの相互作用により結晶粒の成長を
抑え析出する結晶粒が微細化するものと考えられる。
Ｍ′の含有量αは0.1≦α≦５の範囲が望ましい。αが
0.1原子％未満では軟磁気特性が十分ではなく、５原子
％を越えると飽和磁束密度の低下を招くためである。軟
磁気特性の点で好ましいαの範囲は１≦α≦３であり、
この範囲で高飽和磁束密度で優れた軟磁性が得られる。 残部は不純物を除いて実質的にFeが主体であるが、Fe
の１部はCoにより置換されていても良い。Coは飽和磁束
密度をやや上昇させる効果を有する。Coの含有量は０≦
ａ≦0.3であるが、0.3を超えると磁歪が大きくなった
り、軟磁気特性が劣化するためである。 本発明合金はbcc構造の鉄固溶体を主体とする合金で
あるが、非晶質相やFe2B,Fe3B,Nb等の遷移金属の化合
物、Fe3Si規則相等を含む場合もある。これらの相は磁
気特性を劣化させる場合がある。特にFe2B等の化合物相
は軟磁気特性を劣化させやすい。したがってこれらの相
はできるだけ存在しない方が望ましい。 本発明合金は1000Å以下の粒径の超微細なほぼ均一に
分布した結晶粒からなるが、特に選れた軟磁性を示す合
金の場合はその粒径が20〜500Åの平均粒径を有する場
合が多い。 この結晶粒はα−Fe固溶体を主体とするものでSiやＢ
等が固溶していると考えられる。合金組織のうち微細結
晶粒以外の部分は主に非晶質である。なお、微細結晶粒
の割合が実質的に100％になっても本発明に係る高飽和
磁束密度軟磁性合金は十分に優れた磁気特性を示す。 なお、N,O,S等の不可避的不純物については所望の特
性が劣化しない程度に含有していても本発明の磁心に用
いられる合金組成と同一とみなすことができるのはもち
ろんである。 また耐食性を改善するためにCrや白金属元素を添加し
たり、C,Ge,Ga,Al等を添加し磁歪調整をすることもで
き、本発明と同一とみなすことができるのはもちろんで
ある。 本発明の高飽和磁束密度軟磁性合金は、単ロール法，
双ロール法，遠心急冷法等により非晶質薄帯を作製後熱
処理を行ない微細な結晶粒を形成する方法，蒸着法，ス
パッター法やイオンプレーティング等により非晶質膜を
作製後熱処理し結晶化させる方法，アトマイズ法やキャ
ビテーション法により非晶質粉を得た後熱処理し結晶化
させる方法や回転液中紡糸法やガラス被覆紡糸法によ
り、非晶質線を得た後熱処理し結晶化させる方法等いろ
いろな方法で作製することができる。したがって、本発
明合金は粉末，線，薄帯，膜などいろいろな形状のもの
ができ、圧接等を行なえばバルク体も得ることができ
る。 本合金を得る際行われる熱処理は内面歪を小さくする
ことと、微細結晶粒組織として軟磁気特性を向上させる
とともに磁歪を小さくする目的で行われる。 熱処理は通常真空中または水素ガス，窒素ガス，アル
ゴンガス等の不活性ガス雰囲気中において行なわれる。
しかし場合によっては大気中で行っても良い。 熱処理温度及び時間は非晶質合金リボンからなる磁心
の形状，サイズ，組成により異なるが一般的に450℃〜7
00℃で５分から24時間程度が望ましい。 熱処理の際の昇温や冷却の条件は状況に応じて任意に
変えることができる。また同一温度または異なる温度で
複数回にわけ熱処理を行ったり、多段の熱処理パターン
で熱処理を行なうこともできる。更には、本合金は熱処
理を直流あるいは交流の磁場中で行なうこともできる。
磁場中熱処理により本合金に磁気異方性を生じさせるこ
とができる。本合金からなる磁心の磁路方向に磁場を印
加し熱処理した場合は、Ｂ−Ｈカーブの角形性が良いも
のが得られ、可飽和リアクトル，磁気スイッチ，パルス
圧縮用コア，スパイク電圧防止用リアクトル等に好適な
特性が得られ、一方磁路と直角方向に磁場を印加し熱処
理した場合は、Ｂ−Ｈカーブが傾斜し、低角形比で恒透
磁率性に優れた特性が得られ、トランスやノイズフィル
ター，チョークコイル等に好適となる。また、組成熱処
理条件によっては無磁場中熱処理によっても、低角形比
で恒透磁率性に優れた特性を得ることができる。 磁場は熱処理の間中かける必要はなく、合金のキュリ
ー温度Tcより低い温度であればどの時期でも効果があ
る。本発明合金のキュリー温度は非晶質の場合より主相
のキュリー温度が上昇しており、非晶質合金のキュリー
温度より高い温度でも磁場中熱処理が適用できる。また
回転磁場中熱処理を行ない軟磁気特性を更に改善するこ
ともできる。また、熱処理の際合金に電流を流したり、
高周波磁界を印加し合金を発熱させることにより合金を
熱処理することもできる。 また応力下で熱処理し磁気特性を調整することもでき
る。特に本発明の合金は低磁歪の特徴を有するため、合
金表面に絶縁層を形成したり、含浸やコーティングを行
っても磁気特性の劣化が小さい特徴があり、優れた特性
のモールドコアやカットコア，コーティングコア，磁気
ヘッド等を作製できる。 〔実 施 例〕 本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明する
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Cu1％,Si2％,B13％,Nb3％及び残部実質的にF
eからなる組成の溶湯から、単ロール法により幅5mm,厚
さ18μｍのリボンを作製した。 このリボンのＸ線回折を行ったところ非晶質合金に典
型的なハローパターンが得られほぼ完全な非晶質である
ことが確認された。 次にこの非晶質リボンを外径19mm,内径15mmに巻回し
巻磁心を作製し、N2ガス雰囲気中で550℃１時間保持後
空冷する熱処理を行いコアケースにつめ磁気特性を測定
した。 飽和磁束密度Bsは15.6KG,100KHz,2KGにおけるコア損
失が650mW/cm3,1KHzにおける実効透磁率μe1Kが9000で
あった。 次にこの合金のＸ線回折パターンと透過電子顕微鏡に
よりミクロ組織を観察した。 Ｘ線回折パターンを第１図（ａ）、ミクロ組織の模式
図を第１図（ｂ）に示す。 図からわかるように本合金は500Å以下の粒径の超微
細なbccFe固溶体結晶粒組織を有する合金であり、結晶
主体の合金であることが確認された。 実施例２ 第１表に示す組成の厚さ18μm,幅5mmの合金薄帯を単
ロール法により作製した。 Ｘ線回析の結果アモルファス特有のハローパターンが
認められアモルファス主体の合金であることが確認され
た。なお１部の組成の合金では結晶のピークも認められ
た。 次に、この合金薄帯をトロイダル状に巻き回し窒素ガ
ス雰囲気中で熱処理し磁気特性を測定した。 得られた結果を、第１表に示す。なお測定後の合金の
ミクロ組織を観察したところ、実施例１と同様の超微細
なbccFe固溶体結晶粒が組織の少なくとも50％をしめて
いることが確認された。 本発明合金はCo基アモルファス合金やFe−Al−Si合金
より飽和磁束密度Bsが大きくFe基アモルファス合金並の
高飽和磁束密度および優れた軟磁性を示す。 実施例３ 第２図にFe−Cu1−Nb3−Si−Ｂ系合金の飽和磁束密度
Bsを示す。 Ｃは本発明の合金組成範囲であり、Ｄは飽和磁束密度
Bsが15KG以上の特に高Bsのものが得やすい組成範囲であ
る。 本発明合金は14KG以上の高飽和磁束密度のものが得や
すく、高周波トランスやチョーク用磁心，磁気ヘッド材
等に適している。実施例４ 第２表に示す組成の厚さ３μｍのアモルファス合金膜
を作製し、結晶化温度以上で熱処理後飽和磁束密度Bs,1
MHzにおける透磁率μ1Mを測定した。得られた結果を第
２表に示す。 飽和磁束密度は従来のFe−Si合金よりやや低いがμ1M
が高く高周波特性に優れている。 また、Cu無添加材はμ1Mが著しく劣っておりCuとNbW,
Mo,Ta等との複合添加が有効であることがわかる。 〔発明の効果〕 本発明によれば高飽和磁束密度で高周波磁気特性に優
れた軟磁性合金を得ることができその効果は著しいもの
がある。
ド等に用いられる軟磁性合金に関するものであり、特に
高飽和磁束密度で高周波磁気特性に優れた軟磁性合金に
関するものである。 〔従来の技術〕 各種トランス，チョークコイル，磁気ヘッド等に用い
られる軟磁性合金としては、ケイ素鋼,Fe−Al−Si合
金，パーマロイ等が使用されている。最近ではアモルフ
ァス合金も使用されるようになってきている。 これらの用途に対しては飽和磁束密度が高い合金が好
まれ使用されている。この理由は、トランスやチョーク
コイルの場合磁心を小型化することができるためであ
り、磁気ヘッドの場合は高保磁力記録媒体にも記録する
ことが可能となり、高密度磁気記録が可能となるためで
ある。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかし、ケイ素鋼は飽和磁束密度は高いが軟磁気特性
等に高周波磁気特性に劣る欠点があり、Fe−Al−Si合金
は飽和磁束密度が約11KGと低い欠点がある。また、パー
マロイ合金も同様に軟磁気特性に優れた80at％Niパーマ
ロイ合金は飽和磁束密度が約8KGと低い欠点がある。 Co基アモルファス合金はひじょうに優れた軟磁気特性
を示すため各種用途に使用されているが、飽和磁束密度
は通常10KG以下であり十分でない。 一方、Fe基アモルファス合金は飽和磁束密度は15KGあ
るいはそれ以上のものが得られるがCo基アモルファス合
金に比べるとかなり軟磁気特性が劣っている上に磁歪が
著しく大きいという欠点がある。 〔問題点を解決するための手段〕 上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はFe−Si
−Ｂを基本成分とする合金にCuとNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及び
Moからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素とを複
合添加することにより、組織の大半が微細結晶粒からな
る軟磁気特性に優れたFe基軟磁性合金が得られかつ高飽
和磁束密度の合金となることを発見し、本発明に想到し
た。 すなわち、本発明の高飽和磁束密度軟磁性合金は 一般式： （Fe1-aCoa）100−ｘ−ｙ−ｚ−αCuxSiyBzM′α （原子％） （ただし、ＭはNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から
選ばれた少なくとも１種の元素であり、０≦ａ≦0.3,0.
1≦ｘ≦3,0≦ｙ≦6,4≦ｚ≦17,10≦ｙ＋ｚ≦20,0.1≦α
≦５を満たす。）により表される組成を有し、組織の少
なくとも50％が微細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最
大寸法で測定した粒径の平均が1000Å以下の平均粒径を
有することを特徴とする。 本発明において、Cuは必須元素であり、その含有量ｘ
は0.1〜３原子％の範囲である。0.1原子％より少ないと
Cu添加によるコア損失低下、透磁率上昇の効果がほとん
どなく、一方３原子％より多いと透磁率が劣化しやすく
なる。また本発明において特に好ましいCuの含有量ｘは
0.5〜２原子％であり、この範囲ではコア損失が特に小
さく、透磁率も高いものが得られる。 本発明の軟磁性合金は、前記組成の非晶質合金を溶湯
から急冷することにより得る工程、あるいはスパッター
法，蒸着法等の気相急冷法による得る工程と、これを加
熱し微細な結晶粒を形成する熱処理工程に依って通常得
ることができる。 Cuによるコア損失低下，透磁率上昇作用の原因は明ら
かではないが次のように考えられる。 CuとFeの相互作用パラメータは正であり、固溶度が低
くく分離する傾向があるため非晶質状態の合金を加熱す
るとFe原子同志またはCu原子またはCu原子同志が寄り集
まり、クラスターを形成し組成ゆらぎが生じる。このた
め部分的に結晶化しやすい領域が多数でき、そこを核と
した微細な結晶粒が生成される。この結晶はFeを主成分
とするものであり、FeとCuの固溶度はほとんどないため
結晶化によりCuは微細結晶粒の周囲にはき出され、結晶
粒周辺のCu濃度が高くなる。このため結晶粒は成長しに
くいと考えられる。 Cu添加により結晶核が多数できることと、結晶粒が成
長しにくいため結晶微細化が起こると考えられるが、こ
の作用はNb,Ta,W,Mo,Zr,Hf,Ti等の存在により特に著し
く強められると考えられる。 Nb,Ta,W,Mo,Zr,Hf,Ti等が存在しない場合は結晶粒は
あまり微細化されず軟磁気特性も悪い。 また本合金はFeを主成分とする微細結晶相が生ずるた
めFe基非晶質合金に比べ磁歪が小さくなっており、磁歪
が小さくなることにより、内部応力−歪による磁気異方
性が小さくなることも軟磁気特性が改善される理由の１
つと考えられる。 Cuを添加しない場合は結晶粒は微細化されにくく、化
合物相が形成しやすいため結晶化により磁気特性は劣化
する。 Si及びＢは合金の微細化および磁歪調整に有用な元素
である。本発明の合金は、好ましくは、一旦Si,B添加効
果により非晶質合金とした後で、熱処理により微細結晶
粒を形成することにより得られる。Si含有量ｙの限定理
由は、ｙが６原子％を超えると飽和磁束密度の低下が著
しくなり14KG以上の飽和磁束密度が得にくくなるためで
ある。Ｂの含有量ｚの限定理由は、ｚが４原子％未満で
は均一な結晶粒組織が得にくく軟磁気特性が劣化し好ま
しくなく、ｚが17原子％を超えると軟磁気特性が劣化し
やすくなり飽和磁束密度も14KG以下となり高飽和磁束密
度が得にくいためである。SiとＢの総和量ｙ＋ｚの値に
関しては、ｙ＋ｚが10原子％未満では非晶質化が困難に
なり磁気特性が劣化し好ましくなく、一方、ｙ＋ｚが23
原子％を越えると飽和磁束密度の低下および軟磁気特性
の劣化があるためである。より好ましいＢ含有量の範囲
は、10≦ｚ≦15,12≦ｙ＋ｚ≦18であり、この範囲では1
5KG以上の高飽和磁束密度で軟磁気特性に優れた合金が
得られやすい。 特に好ましくは０≦ｙ≦5,12≦ｚ≦16,10≦ｙ＋ｚ≦1
4であり、この範囲では特に高飽和磁束密度合金が得ら
れやすい。 本発明においてＭ′はCuとの複合添加により析出する
結晶粒を微細化する作用を有するものであり、Nb,W,Ta,
Zr,Hf,Ti及びMoからなる群から選ばれた少なくとも１種
の元素である。Nb等は合金の結晶化温度を上昇させる作
用を有するが、クラスターを形成し結晶化温度を低下さ
せる作用を有するCuとの相互作用により結晶粒の成長を
抑え析出する結晶粒が微細化するものと考えられる。
Ｍ′の含有量αは0.1≦α≦５の範囲が望ましい。αが
0.1原子％未満では軟磁気特性が十分ではなく、５原子
％を越えると飽和磁束密度の低下を招くためである。軟
磁気特性の点で好ましいαの範囲は１≦α≦３であり、
この範囲で高飽和磁束密度で優れた軟磁性が得られる。 残部は不純物を除いて実質的にFeが主体であるが、Fe
の１部はCoにより置換されていても良い。Coは飽和磁束
密度をやや上昇させる効果を有する。Coの含有量は０≦
ａ≦0.3であるが、0.3を超えると磁歪が大きくなった
り、軟磁気特性が劣化するためである。 本発明合金はbcc構造の鉄固溶体を主体とする合金で
あるが、非晶質相やFe2B,Fe3B,Nb等の遷移金属の化合
物、Fe3Si規則相等を含む場合もある。これらの相は磁
気特性を劣化させる場合がある。特にFe2B等の化合物相
は軟磁気特性を劣化させやすい。したがってこれらの相
はできるだけ存在しない方が望ましい。 本発明合金は1000Å以下の粒径の超微細なほぼ均一に
分布した結晶粒からなるが、特に選れた軟磁性を示す合
金の場合はその粒径が20〜500Åの平均粒径を有する場
合が多い。 この結晶粒はα−Fe固溶体を主体とするものでSiやＢ
等が固溶していると考えられる。合金組織のうち微細結
晶粒以外の部分は主に非晶質である。なお、微細結晶粒
の割合が実質的に100％になっても本発明に係る高飽和
磁束密度軟磁性合金は十分に優れた磁気特性を示す。 なお、N,O,S等の不可避的不純物については所望の特
性が劣化しない程度に含有していても本発明の磁心に用
いられる合金組成と同一とみなすことができるのはもち
ろんである。 また耐食性を改善するためにCrや白金属元素を添加し
たり、C,Ge,Ga,Al等を添加し磁歪調整をすることもで
き、本発明と同一とみなすことができるのはもちろんで
ある。 本発明の高飽和磁束密度軟磁性合金は、単ロール法，
双ロール法，遠心急冷法等により非晶質薄帯を作製後熱
処理を行ない微細な結晶粒を形成する方法，蒸着法，ス
パッター法やイオンプレーティング等により非晶質膜を
作製後熱処理し結晶化させる方法，アトマイズ法やキャ
ビテーション法により非晶質粉を得た後熱処理し結晶化
させる方法や回転液中紡糸法やガラス被覆紡糸法によ
り、非晶質線を得た後熱処理し結晶化させる方法等いろ
いろな方法で作製することができる。したがって、本発
明合金は粉末，線，薄帯，膜などいろいろな形状のもの
ができ、圧接等を行なえばバルク体も得ることができ
る。 本合金を得る際行われる熱処理は内面歪を小さくする
ことと、微細結晶粒組織として軟磁気特性を向上させる
とともに磁歪を小さくする目的で行われる。 熱処理は通常真空中または水素ガス，窒素ガス，アル
ゴンガス等の不活性ガス雰囲気中において行なわれる。
しかし場合によっては大気中で行っても良い。 熱処理温度及び時間は非晶質合金リボンからなる磁心
の形状，サイズ，組成により異なるが一般的に450℃〜7
00℃で５分から24時間程度が望ましい。 熱処理の際の昇温や冷却の条件は状況に応じて任意に
変えることができる。また同一温度または異なる温度で
複数回にわけ熱処理を行ったり、多段の熱処理パターン
で熱処理を行なうこともできる。更には、本合金は熱処
理を直流あるいは交流の磁場中で行なうこともできる。
磁場中熱処理により本合金に磁気異方性を生じさせるこ
とができる。本合金からなる磁心の磁路方向に磁場を印
加し熱処理した場合は、Ｂ−Ｈカーブの角形性が良いも
のが得られ、可飽和リアクトル，磁気スイッチ，パルス
圧縮用コア，スパイク電圧防止用リアクトル等に好適な
特性が得られ、一方磁路と直角方向に磁場を印加し熱処
理した場合は、Ｂ−Ｈカーブが傾斜し、低角形比で恒透
磁率性に優れた特性が得られ、トランスやノイズフィル
ター，チョークコイル等に好適となる。また、組成熱処
理条件によっては無磁場中熱処理によっても、低角形比
で恒透磁率性に優れた特性を得ることができる。 磁場は熱処理の間中かける必要はなく、合金のキュリ
ー温度Tcより低い温度であればどの時期でも効果があ
る。本発明合金のキュリー温度は非晶質の場合より主相
のキュリー温度が上昇しており、非晶質合金のキュリー
温度より高い温度でも磁場中熱処理が適用できる。また
回転磁場中熱処理を行ない軟磁気特性を更に改善するこ
ともできる。また、熱処理の際合金に電流を流したり、
高周波磁界を印加し合金を発熱させることにより合金を
熱処理することもできる。 また応力下で熱処理し磁気特性を調整することもでき
る。特に本発明の合金は低磁歪の特徴を有するため、合
金表面に絶縁層を形成したり、含浸やコーティングを行
っても磁気特性の劣化が小さい特徴があり、優れた特性
のモールドコアやカットコア，コーティングコア，磁気
ヘッド等を作製できる。 〔実 施 例〕 本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明する
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Cu1％,Si2％,B13％,Nb3％及び残部実質的にF
eからなる組成の溶湯から、単ロール法により幅5mm,厚
さ18μｍのリボンを作製した。 このリボンのＸ線回折を行ったところ非晶質合金に典
型的なハローパターンが得られほぼ完全な非晶質である
ことが確認された。 次にこの非晶質リボンを外径19mm,内径15mmに巻回し
巻磁心を作製し、N2ガス雰囲気中で550℃１時間保持後
空冷する熱処理を行いコアケースにつめ磁気特性を測定
した。 飽和磁束密度Bsは15.6KG,100KHz,2KGにおけるコア損
失が650mW/cm3,1KHzにおける実効透磁率μe1Kが9000で
あった。 次にこの合金のＸ線回折パターンと透過電子顕微鏡に
よりミクロ組織を観察した。 Ｘ線回折パターンを第１図（ａ）、ミクロ組織の模式
図を第１図（ｂ）に示す。 図からわかるように本合金は500Å以下の粒径の超微
細なbccFe固溶体結晶粒組織を有する合金であり、結晶
主体の合金であることが確認された。 実施例２ 第１表に示す組成の厚さ18μm,幅5mmの合金薄帯を単
ロール法により作製した。 Ｘ線回析の結果アモルファス特有のハローパターンが
認められアモルファス主体の合金であることが確認され
た。なお１部の組成の合金では結晶のピークも認められ
た。 次に、この合金薄帯をトロイダル状に巻き回し窒素ガ
ス雰囲気中で熱処理し磁気特性を測定した。 得られた結果を、第１表に示す。なお測定後の合金の
ミクロ組織を観察したところ、実施例１と同様の超微細
なbccFe固溶体結晶粒が組織の少なくとも50％をしめて
いることが確認された。 本発明合金はCo基アモルファス合金やFe−Al−Si合金
より飽和磁束密度Bsが大きくFe基アモルファス合金並の
高飽和磁束密度および優れた軟磁性を示す。 実施例３ 第２図にFe−Cu1−Nb3−Si−Ｂ系合金の飽和磁束密度
Bsを示す。 Ｃは本発明の合金組成範囲であり、Ｄは飽和磁束密度
Bsが15KG以上の特に高Bsのものが得やすい組成範囲であ
る。 本発明合金は14KG以上の高飽和磁束密度のものが得や
すく、高周波トランスやチョーク用磁心，磁気ヘッド材
等に適している。実施例４ 第２表に示す組成の厚さ３μｍのアモルファス合金膜
を作製し、結晶化温度以上で熱処理後飽和磁束密度Bs,1
MHzにおける透磁率μ1Mを測定した。得られた結果を第
２表に示す。 飽和磁束密度は従来のFe−Si合金よりやや低いがμ1M
が高く高周波特性に優れている。 また、Cu無添加材はμ1Mが著しく劣っておりCuとNbW,
Mo,Ta等との複合添加が有効であることがわかる。 〔発明の効果〕 本発明によれば高飽和磁束密度で高周波磁気特性に優
れた軟磁性合金を得ることができその効果は著しいもの
がある。
【図面の簡単な説明】
第１図は本発明に係る合金のＸ線回析パターンおよびミ
クロ組織の模式図を示した図、第２図はFe−Cu1−Nb3−
Si−Ｂ系合金の飽和磁束密度Bsを示した図である。
クロ組織の模式図を示した図、第２図はFe−Cu1−Nb3−
Si−Ｂ系合金の飽和磁束密度Bsを示した図である。
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １．一般式 （Fe1-aCoa）100-x-y-zCuxSiyBzM′α（原子％） （ただし、Ｍ′はNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素であり、a,x,y,zおよ
びαはそれぞれ０＜ａ≦0.3,0.1≦ｘ≦3,0＜ｙ≦6,4≦
ｚ≦17,10≦ｙ＋ｚ≦20,0.1≦α≦５を満たす。） により表される組成を有し、組織の少なくとも50％が微
細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した
粒径の1000Å以下の平均粒径を有し、飽和磁束密度が14
KG以上であることを特徴とする高飽和磁束密度軟磁性合
金。 ２．特許請求の範囲第１項に記載の高飽和磁束密度軟磁
性合金において、 0.5≦ｘ≦2,10≦ｚ≦15,10≦ｙ＋ｚ≦18,0.1≦α≦３な
る関係式を満足することを特徴とする高飽和磁束密度軟
磁性合金。 ３．前記Ｍ′がNbであることを特徴とする特許請求の範
囲第１項または第２項に記載の高飽和磁束密度軟磁性合
金。 ４．前記組織の残部が非晶質であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項乃至第３項のいずれかに記載の高飽
和磁束密度軟磁性合金。 ５．前記組織が実質的に微細な結晶粒からなることを特
徴とする特許請求の範囲第１項乃至第３項のいずれかに
に記載の高飽和磁束密度軟磁性合金。 ６．前記結晶粒が20〜500Åの平均粒径を有することを
特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第５項のいずれか
に記載の高飽和磁束密度軟磁性合金。 ７．前記結晶粒がbcc構造のFe固溶体を主体としたもの
であることを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第６
項のいずれかに記載の高飽和磁束密度軟磁性合金。 ８．飽和磁束密度が15KG以上であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項に記載の高飽和磁束密度軟磁性合
金。 ９．一般式 Fe100-x-y-zCuxSiyBzM′α（原子％） （ただし、Ｍ′はNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素であり、x,y,zおよび
αはそれぞれ0.1≦ｘ≦3,0＜ｙ≦6,4≦ｚ≦17,10≦ｙ＋
ｚ≦20,0.1≦α≦５を満たす。） により表される組成を有し、組織の少なくとも50％が微
細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した
粒径の平均が1000Å以下の平均粒径を有し、飽和磁束密
度が14KG以上であることを特徴とする高飽和磁束密度軟
磁性合金。 １０．特許請求の範囲第９項に記載の高飽和磁束密度軟
磁性合金において、前記組織の残部が非晶質であること
を特徴とする高飽和磁束密度軟磁性合金。 １１．一般式 （Fe1-aCoa）100-x-zCuxBzM′α（原子％） （ただし、Ｍ′はNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素であり、a,x,zおよび
αはそれぞれ０＜ａ≦0.3,0.1≦ｘ≦3,4≦ｚ≦17,0.1≦
α≦５を満たす。） により表される組成を有し、組織の少なくとも50％が微
細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した
粒径の平均が1000Å以下の平均粒径を有し、飽和磁束密
度が14KG以上であることを特徴とする高飽和磁束密度軟
磁性合金。 １２．特許請求の範囲第11項に記載の高飽和磁束密度軟
磁性合金において、前記組織の残部が非晶質であること
を特徴とする高飽和磁束密度軟磁性合金。 １３．一般式 Fe100-x-y-zCuxBzM′α（原子％） （ただし、Ｍ′はNb,W,Ta,Zr,Hf,Ti及びMoからなる群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素であり、x,zおよびα
はそれぞれ0.1≦ｘ≦3,4≦ｚ≦17,0.1≦α≦５を満た
す。） により表される組成を有し、組織の少なくとも50％が微
細な結晶粒からなり、前記結晶粒の最大寸法で測定した
粒径の平均が1000Å以下の平均粒径を有し、飽和磁束密
度が14KG以上であることを特徴とする高飽和磁束密度軟
磁性合金。 １４．特許請求の範囲第13項に記載の高飽和磁束密度軟
磁性合金において、前記組織の残部が非晶質であること
を特徴とする高飽和磁束密度軟磁性合金。
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|---|---|---|---|
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| JP62313642A JP2710938B2 (ja) | 1987-12-11 | 1987-12-11 | 高飽和磁束密度軟磁性合金 |
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1987
- 1987-12-11 JP JP62313642A patent/JP2710938B2/ja not_active Expired - Fee Related
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